WO2012096273A1

WO2012096273A1 - 成形材料、プリプレグ、繊維強化複合材料および繊維強化複合材料積層体ならびに繊維強化成形基材の製造方法

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Publication number: WO2012096273A1
Application number: PCT/JP2012/050316
Authority: WO
Inventors: 今井直吉; 成松香織; 本間雅登; 堀内俊輔; 山内幸二
Original assignee: 東レ株式会社
Priority date: 2011-01-14
Filing date: 2012-01-11
Publication date: 2012-07-19
Also published as: US20130295806A1; ES2552215T3; KR20140009269A; EP2664643A4; US10005905B2; EP2664643A1; EP2664643B1; TW201233534A; CN103314041A; CN103314041B; KR101576066B1; TWI503222B

Abstract

　連続した強化繊維束（Ａ）１～５０重量％と、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ'）０．１～４０重量％からなる複合体に、熱可塑性樹脂（Ｃ）１０～９８．９重量％が接着されてなる成形材料であって、さらに該複合体が、該成分（Ｂ）または（Ｂ'）中の硫黄原子に対し０．００１～２０モル％の０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）を含む成形材料。プリプレグ。繊維強化成形基材の製造方法。　本発明の成形材料を用いることにより、経済性、生産性に優れる成形材料の使用において、力学特性に優れた成形品を容易に製造できる。

Description

成形材料、プリプレグ、繊維強化複合材料および繊維強化複合材料積層体ならびに繊維強化成形基材の製造方法

　本発明は、耐熱性、生産性、取扱性および成形性に優れる成形材料、高性能な繊維強化複合材料を得るために有用なプリプレグ、およびそれを用いた航空宇宙用途、一般産業用途に適した繊維強化複合材料、繊維強化複合材料積層体ならびに繊維強化成形基材の製造方法に関する。

　連続した強化繊維束と熱可塑性樹脂をマトリックスとする成形材料として、熱可塑性のプリプレグ、ヤーン、ガラスマット（ＧＭＴ）など多種多様な形態が公知である。このような成形材料は、熱可塑性樹脂の特性を生かして成形が容易であったり、熱硬化性樹脂のような貯蔵の負荷を必要とせず、また得られる成形品の靭性が高く、リサイクル性に優れるといった特徴がある。とりわけ、ペレット状に加工した成形材料は、射出成形やスタンピング成形などの経済性、生産性に優れた成形法に適用でき、工業材料として有用である。

　しかしながら、成形材料を製造する過程で、熱可塑性樹脂を連続した強化繊維束に含浸させるには、経済性、生産性の面で問題があり、それほど広く用いられていないのが現状である。例えば、樹脂の溶融粘度が高いほど強化繊維束への含浸は困難とされることはよく知られている。靱性や伸度などの力学特性に優れた熱可塑性樹脂は、とりわけ高分子量体であり、熱硬化性樹脂に比べて粘度が高く、またプロセス温度もより高温を必要とするため、成形材料を容易に、生産性よく製造することには不向きであった。

　一方、含浸の容易さから低分子量の、すなわち低粘度の熱可塑性樹脂をマトリックス樹脂に用いると、得られる成形品の力学特性が大幅に低下するという問題がある。

　また、強化繊維とマトリックス樹脂とからなる繊維強化複合材料は、軽量で優れた強度特性を付与できること、繊維配向を制御することで任意の強度設計が可能なことにより、ゴルフシャフト、釣り竿などのスポーツ用途をはじめ、航空機部品、人工衛星部品などの航空宇宙用途、自動車・船舶、電気電子機器筐体、ロボット部品、風車、タンク類、浴槽、ヘルメット等の一般産業用途などに広く用いられている。また、繊維強化複合材料を製造するにあたって、強化繊維にあらかじめマトリックス樹脂を含浸させたプリプレグを中間基材として使用し、プリプレグを積層して積層体とする製造方法は、一般に繊維含有率を高めやすく、取り扱いが比較的容易なことから広く行われている。プリプレグにおいて、強化繊維に含浸させるマトリックス樹脂としては、不飽和ポリエステル樹脂、ビニルエステル樹脂、エポキシ樹脂などの熱硬化性の樹脂が、繊維束への含浸の容易さから用いられる場合が多いが、熱硬化性樹脂は、硬化により三次元網目構造の不溶・不融のポリマーとなり、リサイクルが難しく、廃棄の問題がより深刻になる。

　一方、プリプレグに用いられる熱可塑性マトリックス樹脂は、ポリエチレン、ポリエステル、ポリアミド、ポリカーボネートなど多くの樹脂が使用されるが、航空宇宙用途などの高性能を要求される用途では耐熱性や耐薬品性、機械特性の点において優れるポリエーテルエーテルケトンやポリエーテルイミド、ポリフェニレンスルフィドなどが好適に用いられ、特にポリフェニレンスルフィドなどのポリアリーレンスルフィド類が好適に用いられる。

　しかし、これらの熱可塑性樹脂プリプレグは、繊維束にマトリックス樹脂を含浸させる製造工程において、熱硬化性樹脂に比較して分子量が高いことから高温・高圧を要し、繊維含有率の高いプリプレグの製造が困難で、また、製造したプリプレグに未含浸が多く、機械特性が十分に得られないなどの問題があった。

　また、連続した強化繊維基材とマトリックス樹脂からなる繊維強化複合材料は、軽量で優れた力学特性を有し、スポーツ用品用途、航空宇宙用途および一般産業用途などに広く用いられている。とりわけ強化繊維に炭素繊維を用いた複合材料（ＣＦＲＰ）は、金属材料を上回る比強度、比剛性を有し、宇宙航空用途を中心に使用量が増大してきている。これまで強化繊維基材への含浸性の良さから、マトリックス樹脂には熱硬化性樹脂が好んで用いられてきた。熱可塑性樹脂は高分子量体であり、熱硬化性樹脂に比べて粘度が高く、またプロセス温度もより高温を必要とするため、繊維強化成形基材を容易に、生産性よく製造することには不向きであった。

　しかしながら、近年になり、熱可塑性樹脂をマトリックス樹脂とする複合材料は、成形時間の短縮に有効であり、また得られる成形品はリサイクルに有利であり、熱接着、熱矯正などの後加工性に優れることから、各用途で注目されている。熱可塑性樹脂の中でもポリアリーレンスルフィドは弾性率、耐熱性が高く、流動性にも優れており、かつ成形品の力学特性を高める観点から繊維強化複合材料に好適に使用できる。そこで、連続した強化繊維基材とポリアリーレンスルフィドからなる繊維強化成形基材をより経済的に生産性よく製造する方法が求められている。

　特許文献１には、連続した強化繊維束に熱可塑性樹脂を容易に含浸させるために、低分子量の熱可塑性樹脂を含浸させた後に、高分子量の熱可塑性樹脂で一体化する成形材料の製造方法が提案されている。

　特許文献２には、ポリアリーレンスルフィドプレポリマーと連続した強化繊維からなる複合体に、高分子量の熱可塑性樹脂が接するように配置されてなる成形材料が開示されている。ポリアリーレンスルフィドプレポリマーは強化繊維束に容易に含浸するため成形材料の生産性を高め、さらに成形工程においてマトリクス樹脂に容易に分散あるいは相溶することで強化繊維の成形品への分散を高める優れた材料である。

　特許文献３には、高分子量ポリアリーレンスルフィドと連続した強化繊維からなる複合体に、高分子量の熱可塑性樹脂が接するように配置されてなる成形材料が開示されている。この材料は、加熱減量が小さい高分子量ポリアリーレンスルフィドを用いている為に、耐熱性に優れ、かつ分解ガスを発生しにくい成形材料である。

　特許文献４には、ポリアリーレンスルフィド類を分散媒中でスラリー状にしてガラス繊維マットに含浸させやすくしてプリプレグを製造する方法が開示されている。また、特許文献５には、比較的低分子量のポリアリーレンスルフィドをシート状にして繊維基材と共に積層し、プリプレグを介さずに積層体を製造する方法が開示されている。

　特許文献６には、低分子量の環式ポリアリーレンスルフィドを強化繊維に含浸させたプリプレグが開示されている。この方法では、含浸性に優れたプリプレグを得ることができ、環式ポリアリーレンスルフィドを加熱重合することで機械特性に優れた積層体を得ることができる。

　特許文献７には、連続した強化繊維からなるシ－ト状の基材の裏表に結晶性熱可塑性樹脂フィルムを配置して、樹脂の融点より１５０℃も高い温度で、５～３０ｋｇ／ｃｍ^２（約０．５～３ＭＰa）の圧力で加圧して、熱可塑性樹脂を強化繊維束に含浸させる方法が提案されている。

　特許文献８には、連続した強化繊維束に低分子量の環式ポリアリーレンスルフィドを複合化し、さらに２００～４５０℃で加熱して環式ポリアリーレンスルフィドを高分子量のポリアリーレンスルフィドに重合させる繊維強化成形基材の製造方法が開示されている。この方法は、連続した強化繊維束と高分子量のポリアリーレンスルフィドとからなる繊維強化成形基材を、容易に、生産性良く製造することができる優れた製造方法である。
特開平１０－１３８３７９号公報特開２００８－２３１２９１号公報特開２００８－２３１２９２号公報特開平５－３９３７１号公報特開平９－２５３４６号公報特開２００８－２３１２３７号公報特開平８－１１８４８９号公報特開２００８－２３１２８９号公報

　特許文献１に開示された方法は、低分子量の熱可塑性樹脂を用いると含浸性は満足するものの、一方で、成形材料の取扱い性は不十分であり、かつ成形品の特性を十分に高めることは困難であるといった課題を提示するものである。

　特許文献２に開示された成形材料には、ポリアリーレンスルフィドプレポリマーは低分子量である為に、その添加量と、得られる成形品の力学特性がトレードオフの関係となってしまう問題があった。この成形材料の生産性や成形性の更なる向上の為には、よりポリアリーレンスルフィドプレポリマーの使用量を増やすことが一つの方法として考えられるが、かかる状況においても力学特性の高い成形品が得られる技術が要望されるようになってきた。

　また、繊維強化複合材料がより過酷な環境で使用されるようになり、マトリックス樹脂にはより高い耐熱性が要求されるようになってきた。

　かかる状況では、低分子量の熱可塑性樹脂は、成形加工のプロセス温度で熱分解反応を起こし、分解ガスを発生するため成形設備周辺の設備汚染をしないよう特別な設備を必要としたり、分解ガスが成形品中にボイドとなって力学特性を低下させるなどの問題を生じる。従って、耐熱性に優れ、かつ分解ガスを発生しにくい成形材料が要望されるようになってきた。

　特許文献３に開示された成形材料では、高分子量のポリアリーレンスルフィドの重合に、高温での加熱プロセスを必要とする問題があった。従って、工業的な経済性および生産性の観点から、より低温で、容易に製造可能な成形材料が要望されるようになってきた。

　特許文献４に開示された方法では分散媒の乾燥に設備と時間を要するだけでなく、分散媒を完全に除去することが困難であり、積層成形時に分散媒の揮発により発生するボイドで機械特性が十分に得られない問題がある。また、特許文献５に開示された方法では、高温・高圧の成形条件が必要であり、未含浸などの不良により、やはり機械特性が不十分になってしまう問題があった。

　特許文献６に開示されたプリプレグには、工業的な経済性および生産性の観点から、さらに低温、短時間で繊維強化成形基材を製造可能な方法が要望されるようになってきた。

　特許文献７に開示された方法では、熱可塑性樹脂の含浸に過酷な温度を必要とするため、樹脂の熱分解を引き起こすために成形品の特性を十分に高めることができず、成形基材を経済的に生産性よく製造するのは困難である。

　特許文献８に開示された方法では、工業的な経済性および生産性の観点から、さらに低温、短時間で繊維強化成形基材を製造可能な方法が要望されるようになってきた。

　本発明は、かかる従来技術の問題点の改善を試み、連続した強化繊維束と熱可塑性樹脂からなる成形材料において、生産性、取扱性および成形性に優れる成形材料、および射出成形を行う際には強化繊維の成形品中への分散が良好であり、優れた耐熱性、力学特性を有する成形品を容易に分解ガスの発生を抑制して製造できる成形材料を提供することを課題とする。

　また、本発明は、上述した問題点を解決し、優れた成形性を有し機械特性に優れた積層体を製造できるプリプレグを生産性良く提供し、また、それを用いて、機械特性、難燃性に優れた繊維強化複合材料を提供することを課題とする。

　更に、本発明は、かかる従来技術の改善を試み、連続した強化繊維基材とポリアリーレンスルフィドからなる繊維強化成形基材を、より容易に、生産性よく製造する方法を提供することを課題とする。

　上記課題を解決するため、本発明の成形材料は次のいずれかの構成を有する。すなわち、
　連続した強化繊維束（Ａ）１～５０重量％と、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）もしくはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）０．１～４０重量％からなる複合体に、熱可塑性樹脂（Ｃ）１０～９８．９重量％が接着されてなる成形材料であって、さらに該複合体が、該成分（Ｂ）もしくは（Ｂ’）中の硫黄原子に対し０．００１～２０モル％の０価遷移金属化合物（Ｄ）を含む成形材料、または、
　連続した強化繊維束（Ａ）１～５０重量％と、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）もしくはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）０．１～４０重量％からなる複合体に、熱可塑性樹脂（Ｃ）１０～９８．９重量％が接着されてなる成形材料であって、さらに該複合体が、該成分（Ｂ）もしくは（Ｂ’）中の硫黄原子に対し０．００１～２０モル％の低原子価鉄化合物（Ｅ）を含む成形材料、である。

　また、上記課題を解決するため、本発明のプリプレグは次のいずれかの構成を有する。すなわち、
　樹脂組成物を強化繊維基材（Ａ’）に含浸せしめてなるプリプレグにおいて、前記樹脂組成物が、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）もしくはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）からなり、さらに該成分（Ｂ）もしくは（Ｂ’）中の硫黄原子に対し０．００１～２０モル％の０価遷移金属化合物（Ｄ）とを含んでなるものであり、前記強化繊維基材（Ａ’）の含有率が６０～８０重量％であるプリプレグ、または、
　樹脂組成物を強化繊維基材（Ａ’）に含浸せしめてなるプリプレグにおいて、前記樹脂組成物が、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）もしくはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）からなり、さらに該成分（Ｂ）もしくは（Ｂ’）中の硫黄原子に対し０．００１～２０モル％の低原子価鉄化合物（Ｅ）とを含有してなるものであり、前記強化繊維基材（Ａ’）の含有率が６０～８０重量％であるプリプレグ、である。

　上記課題を解決するため、本発明の繊維強化複合材料は次の構成を有する。すなわち、
　上記プリプレグ中の、ポリアリーレンスルフィドプレポリマーを含有してなる樹脂組成物を重合せしめて得られる繊維強化複合材料、である。

　また、上記課題を解決するため、本発明の繊維強化複合材料は次の構成を有する。すなわち、
　上記プリプレグを積層した後、ポリアリーレンスルフィドプレポリマーを含有してなる樹脂組成物を重合せしめて得られる繊維強化複合材料積層体、である。

　上記課題を解決するため、本発明の繊維強化成形基材の製造方法は次のいずれかの構成を有する。すなわち、
　連続した強化繊維基材（Ａ’）を引き出し、連続的に供給する工程(I)、該成分（Ａ’）にポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を複合化する工程(II)、該工程(II)で得られた複合体を加熱して、該成分（Ｂ）をポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）に転化させる工程(III)、および該工程(III)で得られた複合体を冷却して引き取る工程(IV)、を有してなる繊維強化成形基材の製造方法であって、該工程(III)において、該成分（Ｂ）を０価遷移金属化合物（Ｄ）の存在下で加熱することで重合させて該成分（Ｂ’）に転化させる繊維強化成形基材の製造方法、または、
　連続した強化繊維基材（Ａ’）を引き出し、連続的に供給する工程(I)、該成分（Ａ’）にポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を複合化する工程(II)、該工程(II)で得られた複合体を加熱して、該成分（Ｂ）をポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）に転化させる工程(III)、および該工程(III)で得られた複合体を冷却して引き取る工程(IV)、を有してなる繊維強化成形基材の製造方法であって、該工程(III)において、該成分（Ｂ）を低原子価鉄化合物（Ｅ）の存在下で加熱することで重合させて該成分（Ｂ’）に転化させる繊維強化成形基材の製造方法、である。

　本発明の成形材料は、前記成分（Ｄ）が、周期表第８族から第１１族かつ第４周期から第６周期の金属を含む化合物であることが好ましい。

　本発明の成形材料は、前記成分（Ｄ）が、パラジウムまたはニッケルを含む化合物であることが好ましい。

　本発明の成形材料は、前記成分（Ｅ）が、II価の鉄化合物であることが好ましい。

　本発明の成形材料は、前記成分（Ｂ’）が、前記成分（Ｂ）を加熱重合して得られるポリアリーレンスルフィドであることが好ましい。

　本発明の成形材料は、前記成分（Ｂ）が、環式ポリアリーレンスルフィドを少なくとも５０重量％以上含み、かつ重量平均分子量が１０，０００未満であることが好ましい。

　本発明の成形材料は、前記成分（Ｂ’）が、重量平均分子量が１０，０００以上であり、かつ重量平均分子量／数平均分子量で表される分散度が２．５以下であるポリアリーレンスルフィドであることが好ましい。

　本発明の成形材料は、前記成分（Ｂ’）の、加熱した際の重量減少が下記式を満たすことが好ましい。

　　　△Ｗｒ＝（Ｗ１－Ｗ２）／Ｗ１×１００≦０．２０（％）
（ここで、△Ｗｒは重量減少率（％）であり、常圧の非酸化性雰囲気下で５０℃から３３０℃以上の任意の温度まで昇温速度２０℃／分で熱重量分析を行った際に、１００℃到達時点の試料重量（Ｗ１）を基準とした３３０℃到達時の試料重量（Ｗ２）から求められる値である。）
　本発明の成形材料は、前記成分（Ａ）が、炭素繊維の単繊維を少なくとも１０，０００本含有してなることが好ましい。

　本発明の成形材料は、前記成分（Ｃ）が、ポリアミド樹脂、ポリエーテルイミド樹脂、ポリアミドイミド樹脂、ポリエーテルエーテルケトン樹脂、ポリフェニレンスルフィド樹脂から選択される少なくとも１種であることが好ましい。

　本発明の成形材料は、前記成分（Ａ）が軸心方向にほぼ平行に配列されており、かつ該成分（Ａ）の長さが成形材料の長さと実質的に同じであることが好ましい。

　本発明の成形材料は、前記成分（Ａ）と前記成分（Ｂ）または（Ｂ’）と前記成分（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）からなる複合体が芯構造であり、前記成分（Ｃ）が該複合体の周囲を被覆した芯鞘構造であることが好ましい。

　本発明の成形材料は、成形材料の形態が、長繊維ペレットであることが好ましい。

　本発明のプリプレグは、前記成分（Ｄ）が、周期表第８族から第１１族かつ第４周期から第６周期の金属を含む化合物であることが好ましい。

　本発明のプリプレグは、前記成分（Ｄ）が、パラジウムまたはニッケルを含む化合物であることが好ましい。

　本発明のプリプレグは、前記成分（Ｅ）が、II価の鉄化合物であることが好ましい。

　本発明のプリプレグは、前記成分（Ｂ）が、環式ポリアリーレンスルフィドを少なくとも５０重量％以上含み、かつ重量平均分子量が１０，０００未満であることが好ましい。

　本発明の繊維強化成形基材の製造方法は、前記成分（Ｄ）が、周期表第８族から第１１族かつ第４周期から第６周期の金属を含む化合物であることが好ましい。

　本発明の繊維強化成形基材の製造方法は、前記成分（Ｄ）が、パラジウムまたはニッケルを含む化合物であることが好ましい。

　本発明の繊維強化成形基材の製造方法は、前記成分（Ｅ）が、II価の鉄化合物であることが好ましい。

　本発明の繊維強化成形基材の製造方法は、前記工程(III)において、前記成分（Ｂ）の前記成分（Ｂ’）への転化率が７０％以上であることが好ましい。

　本発明の繊維強化成形基材の製造方法は、前記工程(I)～(IV)をオンラインで行うことが好ましい。

　本発明の繊維強化成形基材の製造方法は、前記工程(III)において、１８０～３２０℃の温度で前記成分（Ｂ）を重合させる、ことが好ましい。

　本発明の繊維強化成形基材の製造方法は、繊維強化成形基材を１００重量％とした際の、前記成分（Ｂ’）の割合が１０～９０重量％であることが好ましい。

　本発明のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を用いる成形材料を用いることにより、経済性、生産性に優れる成形材料の使用において、力学特性に優れた成形品を容易に製造することができる。

　本発明のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を用いる成形材料を用いることにより、射出成形を行う際に強化繊維の成形品中への分散が良好であり、優れた耐熱性、力学特性を有する成形品を容易に環境汚染なく製造することができる。

　本発明のプリプレグは、取扱性や成形性に優れると共に繊維含有率を高くでき、機械特性に優れた繊維強化複合材料を与えることができる。また、本発明の繊維強化複合材料は、機械特性のみならず難燃性にも優れる。また、プリプレグを低温、短時間で加熱することにより繊維強化複合材料の製造が可能であるため、経済性、生産性、取り扱い性に優れる。

　本発明の製造方法によれば、連続した強化繊維基材にポリアリーレンスルフィドを容易に複合化させることができるため、引き取り速度を上げるなど生産性の向上やプロセス温度を抑えるといった経済性の向上が可能であり、プリプレグ、セミプレグ、ファブリックなどの繊維強化成形基材の製造に好適に用いられる。

強化繊維束（Ａ）とポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）と０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）からなる複合体の形態の一例を示す概略図である。本発明の成形材料の好ましい態様の一例を示す概略図である。本発明の成形材料の好ましい態様の、軸心方向断面の形状の一例を示す概略図である。本発明の成形材料の好ましい態様の、軸心方向断面の形状の一例を示す概略図である。本発明の成形材料の好ましい態様の、軸心方向断面の形状の一例を示す概略図である。本発明の成形材料の好ましい態様の、軸心方向断面の形状の一例を示す概略図である。本発明の成形材料の好ましい態様の、直交方向断面の形状の一例を示す概略図である。本発明の成形材料の好ましい態様の、直交方向断面の形状の一例を示す概略図である。本発明の成形材料の好ましい態様の、直交方向断面の形状の一例を示す概略図である。本発明の成形材料の好ましい態様の、直交方向断面の形状の一例を示す概略図である。本発明の成形材料の好ましい態様の、直交方向断面の形状の一例を示す概略図である。本発明に係る繊維強化成形基材の製造方法に用いられる製造装置の一例である。矢印は、繊維強化成形基材の引き取り方向を表す。本発明に係る繊維強化成形基材の製造方法に用いられる製造装置の一例である。矢印は、繊維強化成形基材の引き取り方向を表す。本発明に係る繊維強化成形基材の製造方法に用いられる製造装置の一例である。矢印は、繊維強化成形基材の引き取り方向を表す。

　本発明の成形材料は、連続した強化繊維束（Ａ）と、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）、熱可塑性樹脂（Ｃ）、および０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）から構成される。まず各構成要素について説明する。
＜強化繊維束（Ａ）＞
　本発明で用いられる強化繊維としては、特に限定されないが、炭素繊維、ガラス繊維、アラミド繊維、ボロン繊維、アルミナ繊維、鉱物繊維、炭化ケイ素繊維等が使用でき、これらの繊維を２種以上混在させることもできる。

　とりわけ、炭素繊維は比強度、比剛性に優れ、成形品の力学特性を向上させる観点で好ましい。これらの中でも、軽量かつ高強度、高弾性率の成形品を得る観点から、炭素繊維を用いるのが好ましく、特に引張弾性率で２００～７００ＧＰａの炭素繊維を用いることが好ましい。さらには、炭素繊維や、金属を被覆した強化繊維は、高い導電性を有するため、成形品の導電性を向上させる効果があり、例えば電磁波シールド性の要求される電子機器などの筐体用途には特に好ましい。

　また、炭素繊維のより好ましい態様として、Ｘ線光電子分光法により測定される繊維表面の酸素（Ｏ）と炭素（Ｃ）の原子数の比である表面官能基量（Ｏ／Ｃ）が、０．０５～０．４の範囲にあることがあげられる。Ｏ／Ｃが高いほど、炭素繊維表面の官能基量が多く、マトリックス樹脂との接着性を高めることができる。一方、Ｏ／Ｃが高すぎると、炭素繊維表面の結晶構造の破壊が懸念される。Ｏ／Ｃが好ましい範囲内で、力学特性のバランスにとりわけ優れた成形品を得ることが出来る。

　表面官能基量（Ｏ／Ｃ）は、Ｘ線光電子分光法により、次のような手順によって求められる。まず、溶媒でサイジング剤などを除去した炭素繊維をカットして銅製の試料支持台上に拡げて並べた後、光電子脱出角度を９０゜とし、Ｘ線源としてＭｇＫ_α１、２を用い、試料チャンバー中を１×１０^－８Torrに保つ。測定時の帯電に伴うピークの補正としてＣ1Sの主ピークの運動エネルギー値（Ｋ．Ｅ．）を９６９ｅＶに合わせる。Ｃ1Sピーク面積は、Ｋ．Ｅ．として９５８～９７２ｅＶの範囲で直線のベースラインを引くことにより求める。Ｏ1Sピーク面積は、Ｋ．Ｅ．として７１４～７２６ｅＶの範囲で直線のベースラインを引くことにより求める。ここで表面官能基量（Ｏ／Ｃ）とは、上記Ｏ1Sピーク面積とＣ1Sピーク面積の比から、装置固有の感度補正値を用いて原子数比として算出する。

　強化繊維束は、強化繊維の単糸数が多いほど経済性には有利であることから、単繊維は１０，０００本以上が好ましい。他方、強化繊維の単糸数が多いほどマトリックス樹脂の含浸性には不利となる傾向があるため、強化繊維束として炭素繊維束を用いる場合、経済性と含浸性の両立を図る観点から、１５，０００本以上１００，０００本以下がより好ましく、２０，０００本以上５０，０００本以下がとりわけ好ましく使用できる。とりわけ、本発明の効果である、成形材料を製造する過程での熱可塑性樹脂の含浸性に優れている点、射出成形を行う際に強化繊維の成形品中への分散が良好である点は、より繊維数の多い強化繊維束に好適である。

　さらに、単繊維を強化繊維束に束ねる目的で、本発明の成分（Ｂ）とは別に、集束剤を使用してもよい。これは強化繊維束に集束剤を付着させることで、強化繊維の移送時の取扱性や、成形材料を製造する過程でのプロセス性を高める目的で、本発明の目的を損なわない範囲で、エポキシ樹脂、ウレタン樹脂、アクリル樹脂や種々の熱可塑性樹脂などのサイジング剤を１種または２種以上併用することができる。

　本発明の成形材料に用いられる、連続した強化繊維束（Ａ）とは、単繊維が一方向に配列された強化繊維束が長さ方向に亘り連続した状態であることを意味するが、強化繊維束の単繊維全てが全長に亘り連続している必要はなく、一部の単繊維が途中で分断されていても良い。このような連続した強化繊維束としては、一方向性繊維束、二方向性繊維束、多方向性繊維束などが例示できるが、成形材料を製造する過程での生産性の観点から、一方向性繊維束がより好ましく使用できる。
＜ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）＞
　本発明において、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）は、環式ポリアリーレンスルフィドを少なくとも５０重量％以上含み、かつ重量平均分子量が１０，０００未満のポリアリーレンスルフィドプレポリマーが好ましく用いられる。ここで、環式ポリアリーレンスルフィドは式、－（Ａｒ－Ｓ）－の繰り返し単位を主要構成単位とする環式化合物であり、好ましくは当該繰り返し単位を８０重量％以上、より好ましくは９０重量％以上、さらに好ましくは９５重量％以上含有する下記一般式（ａ）のごとき化合物である。Ａｒとしては下記式（ｂ）～式（ｌ）などであらわされる単位などがあるが、なかでも式（ｂ）が特に好ましい。

（Ｒ１，Ｒ２は水素、炭素原子数１～１２のアルキル基、炭素原子数１～１２のアルコキシ基、炭素数６～２４のアリーレン基、ハロゲン基から選ばれた置換基であり、Ｒ１とＲ２は同一でも異なっていてもよい。）
　この繰り返し単位を主要構成単位とする限り、下記の式（ｏ）～式（ｑ）などで表される少量の分岐単位または架橋単位を含むことができる。これら分岐単位または架橋単位の共重合量は、－（Ａｒ－Ｓ）－の単位１モルに対して０～１モル％の範囲であることが好ましい。

　また、本発明における環式ポリアリーレンスルフィドは上記繰り返し単位を含むランダム共重合体、ブロック共重合体およびそれらの混合物のいずれかであってもよい。

　これらの代表的なものとして、環式ポリフェニレンスルフィド（前記式（ｂ）、式（ｃ）、式（ｇ）～式（ｌ））、環式ポリフェニレンスルフィドスルホン（前記式（ｅ））、環式ポリフェニレンスルフィドケトン（前記式（ｄ））、環式ポリフェニレンスルフィドエーテル（前記式（ｆ））、これらが含まれる環式ランダム共重合体、環式ブロック共重合体及びそれらの混合物などが挙げられる。特に好ましい環式ポリアリーレンスルフィドとしては、主要構成単位としてｐ－フェニレンスルフィド単位

を８０重量％以上、特に９０重量％以上含有する環式ポリフェニレンスルフィド（以下、環式ＰＰＳと略すこともある）

が挙げられる。

　環式ポリアリーレンスルフィドの前記（ａ）式中の繰り返し数ｍに特に制限は無いが、４～５０が好ましく、４～２５がより好ましく、４～１５がさらに好ましい範囲として例示できる。ｍがこの好ましい範囲であると環式ポリアリーレンスルフィドの溶融解温度が高くなりすぎず、強化繊維基材への含浸が容易である。

　また、環式ポリアリーレンスルフィドは、単一の繰り返し数を有する単独化合物、異なる繰り返し数を有する環式ポリアリーレンスルフィドの混合物のいずれでも良いが、異なる繰り返し数を有する環式ポリアリーレンスルフィドの混合物の方が、単一の繰り返し数を有する単独化合物よりも溶融解温度が低い傾向があり、強化繊維基材へ含浸しやすくなるので好ましい。

　本発明において、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）における環式ポリアリーレンスルフィド以外の成分は直鎖状のポリアリーレンスルフィドオリゴマーであることが特に好ましい。ここで直鎖状のポリアリーレンスルフィドオリゴマーとは、式、－（Ａｒ－Ｓ）－の繰り返し単位を主要構成単位とする、好ましくは当該繰り返し単位を８０モル％以上含有するホモオリゴマーまたはコオリゴマーである。Ａｒとしては前記した式（ｂ）～式（ｌ）などであらわされる単位などがあるが、なかでも式（ｂ）が特に好ましい。直鎖状のポリアリーレンスルフィドオリゴマーはこれら繰り返し単位を主要構成単位とする限り、前記した式（ｏ）～式（ｑ）などで表される少量の分岐単位または架橋単位を含むことができる。これら分岐単位または架橋単位の共重合量は、－（Ａｒ－Ｓ）－の単位１モルに対して０～１モル％の範囲であることが好ましい。また、直鎖状のポリアリーレンスルフィドオリゴマーは上記繰り返し単位を含むランダム共重合体、ブロック共重合体及びそれらの混合物のいずれかであってもよい。

　これらの代表的なものとして、ポリフェニレンスルフィドオリゴマー、ポリフェニレンスルフィドスルホンオリゴマー、ポリフェニレンスルフィドケトンオリゴマー、ポリフェニレンスルフィドエーテルオリゴマー、これらのランダム共重合体、ブロック共重合体及びそれらの混合物などが挙げられる。特に好ましい直鎖状のポリアリーレンスルフィドオリゴマーとしては、ポリマーの主要構成単位としてｐ－フェニレンスルフィド単位を８０モル％以上、特に９０モル％以上含有する直鎖状のポリフェニレンスルフィドオリゴマーが挙げられる。

　本発明におけるポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）は、環式ポリアリーレンスルフィドを少なくとも５０重量％以上含むことが好ましく、好ましくは７０重量％以上、より好ましくは８０重量％以上、さらに好ましくは９０重量％以上が挙げられる。また、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）に含まれる環式ポリアリーレンスルフィドの上限値には特に制限は無いが、９８重量％以下、好ましくは９５重量％以下が好ましい範囲として例示できる。通常、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）における環式ポリアリーレンスルフィドの重量比率が高いほど、溶融粘度が低く、成形材料の生産性の面で好ましい。

　また、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）における環式ポリアリーレンスルフィドの重量比率が高いほど、加熱後に得られるポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重合度が高くなる傾向にある。本発明では、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）における環式ポリアリーレンスルフィドの存在比率を調整することで、得られるポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重合度を調整し、加熱時の発生ガス量をより低く抑えることができ好ましい。

　本発明におけるポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の分子量の上限値は、重量平均分子量で１０，０００未満が好ましく、５，０００以下が好ましく、３，０００以下がさらに好ましく、一方、下限値は重量平均分子量で３００以上が好ましく、４００以上が好ましく、５００以上がさらに好ましい。重量平均分子量が上記好ましい上限値未満であると強化繊維束に対する含浸性が十分となり、生産性を損なわず、成形材料から強化繊維束が脱落したり取扱性が低下したりすることもない。

　また、本発明の成形材料に用いられるポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の融点については、成形材料の成形性の観点から１００～３００℃が好ましく用いられ、さらに好ましくは１３０～２８０℃、最も好ましくは１５０～２５０℃である。

　上記範囲内に融点を有することで、室温では固形状として取り扱えるだけでなく、含浸ダイ、コーター、フィルマーなどで過酷なプロセス温度を必要とせずに、連続した強化繊維束（Ａ）と複合体を形成することができる。

　本発明におけるポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を得る方法としては例えば以下の[B1]、[B2]の方法が挙げられる。

　[B1]少なくともポリハロゲン化芳香族化合物、スルフィド化剤および有機極性溶媒を含有する混合物を加熱してポリアリーレンスルフィド樹脂を重合することで、８０meshふるい（目開き０．１２５ｍｍ）で分離される顆粒状ポリアリーレンスルフィド樹脂、重合で生成したポリアリーレンスルフィド成分であって前記顆粒状ポリアリーレンスルフィド樹脂以外のポリアリーレンスルフィド成分（ポリアリーレンスルフィドオリゴマーと称する）、有機極性溶媒、水、およびハロゲン化アルカリ金属塩を含む混合物を調製し、ここに含まれるポリアリーレンスルフィドオリゴマーを分離回収し、これを精製操作に処すことでポリアリーレンスルフィドプレポリマーを得る方法。

　[B2]少なくともポリハロゲン化芳香族化合物、スルフィド化剤および有機極性溶媒を含有する混合物を加熱してポリアリーレンスルフィド樹脂を重合して、重合終了後に有機極性溶媒の除去を行い、ポリアリーレンスルフィド樹脂、水、およびハロゲン化アルカリ金属塩を含む混合物を調製し、これを精製することで得られるポリアリーレンスルフィドプレポリマーを含むポリアリーレンスルフィド樹脂を得て、これを実質的にポリアリーレンスルフィド樹脂は溶解しないがポリアリーレンスルフィドプレポリマーは溶解する溶剤を用いて抽出してポリアリーレンスルフィドプレポリマーを回収する方法。

　本発明におけるポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）は、成形材料製造時の分解ガスを低く抑える観点から、加熱した際の重量減少が、後述する式(i)において、△Ｗｒが５％以下であり、３％以下であることが好ましく、２％以下であることが更に好ましく、１％以下であることがよりいっそう好ましい。また、かかる要件を備えたポリアリーレンスルフィドプレポリマーを選択することで、ポリアリーレンスルフィドへの加熱重合時の原料減少を最低限に抑えることができる。

　さらに、本発明におけるポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）は、後述する０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）存在下で加熱することで重合させて、容易にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）に転化させることが可能である。
＜ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）＞
　本発明におけるポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）（以下、ＰＡＳと略することもある）は、式、－（Ａｒ－Ｓ）－の繰り返し単位を主要構成単位とする、好ましくは当該繰り返し単位を８０重量％以上、より好ましくは９０重量％以上、さらに好ましくは９５重量％以上含有するホモポリマーまたはコポリマーである。Ａｒとしては前記の式（ｂ）～式（ｌ）などであらわされる単位などがあるが、なかでも式（ｂ）が特に好ましい。

　この繰り返し単位を主要構成単位とする限り、前記の式（ｏ）～式（ｑ）などで表される少量の分岐単位または架橋単位を含むことができる。これら分岐単位または架橋単位の共重合量は、－（Ａｒ－Ｓ）－の単位１モルに対して０～１モル％の範囲であることが好ましい。

　また、本発明におけるポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）は上記繰り返し単位を含むランダム共重合体、ブロック共重合体およびそれらの混合物のいずれかであってもよい。

　これらの代表的なものとして、ポリフェニレンスルフィド、ポリフェニレンスルフィドスルホン、ポリフェニレンスルフィドケトン、ポリフェニレンスルフィドエーテル、これらのランダム共重合体、ブロック共重合体およびそれらの混合物などが挙げられる。特に好ましいポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）としては、ポリマーの主要構成単位としてｐ－フェニレンスルフィド単位を８０重量％以上、特に９０重量以上％含有するポリフェニレンスルフィド（以下、ＰＰＳと略すこともある）が挙げられる。

　本発明におけるポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の分子量は、重量平均分子量で１０，０００以上、好ましくは１５，０００以上、より好ましくは１８，０００以上である。重量平均分子量が上記好ましい下限値以上であると、得られる成形品の力学特性が十分となり、より高温（例えば、３６０℃）での成形加工時であっても低分子量成分が熱分解反応を起こしにくく、分解ガスで成形設備周辺の環境汚染を引き起こすこともない。重量平均分子量の上限に特に制限は無いが、１，０００，０００以下を好ましい範囲として例示でき、より好ましくは５００，０００以下、さらに好ましくは２００，０００以下であり、この範囲内では高い成形加工性を得ることができる。

　本発明におけるポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の分子量分布の広がり、すなわち重量平均分子量と数平均分子量の比（重量平均分子量／数平均分子量）で表される分散度は２．５以下であり、２．３以下が好ましく、２．１以下がより好ましく、２．０以下がさらに好ましい。分散度がこの好ましい範囲であると、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）に含まれる低分子成分の量が少なく、得られる成形品の力学特性が十分で、成形設備周辺の環境汚染を引き起こすこともない。なお、前記重量平均分子量および数平均分子量は前記ＳＥＣ（サイズ排除クロマトグラフィー）などの一般的なＧＰＣ（ゲルパーミレーションクロマトグラフィー）を使用して求めることができる。

　また、本発明におけるポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の溶融粘度に特に制限はないが、通常、溶融粘度が５～１０，０００Ｐａ・ｓ（３００℃、剪断速度１０００／秒）の範囲が好ましい範囲として例示できる。

　また、本発明においてポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）は実質的に塩素以外のハロゲン、すなわちフッ素、臭素、ヨウ素、アスタチンを含まないことが好ましい。本発明においてポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）がハロゲンとして塩素を含有する場合、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）が通常使用される温度領域においては安定であるために塩素を少量含有してもポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の力学特性、発生ガスの人体に与える影響は少ないが、塩素以外のハロゲンを含有する場合、それらの特異な性質による分解ガスが成形設備周辺の環境へ悪影響を及ぼす場合があるためその分解ガスの除去のため過大な設備を必要とする。なお、ここで言う「実質的に塩素以外のハロゲンを含まない」とは、例えば、ポリマーを燃焼させ、燃焼ガスを吸収させた、溶液をイオンクロマト法などで定量分析を行い、塩素以外のハロゲンは検出限界以下であることを意味する。また、本発明においてポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）がハロゲンとして塩素を含有する場合でも、同様の観点で、その好ましい量は１重量％以下、より好ましくは０．５重量％以下、さらに好ましくは０．２重量％以下である。

　本発明で用いられるポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）は、成形時の分解ガスを低く抑える観点から、加熱した際の重量減少が下記式(i)を満たすことが好ましい。

　　　△Ｗｒ＝（Ｗ１－Ｗ２）／Ｗ１×１００≦０．２０（％）・・・(i)
　ここで△Ｗｒは重量減少率（％）であり、常圧の非酸化性雰囲気下で５０℃から３３０℃以上の任意の温度まで昇温速度２０℃／分で熱重量分析を行った際に、１００℃到達時点の試料重量（Ｗ１）を基準とした３３０℃到達時の試料重量（Ｗ２）から求められる値である。

　本発明で用いられるポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）は△Ｗｒが０．２０％以下であり、０．１６％以下であることが好ましく、０．１３％以下であることが更に好ましく、０．１０％以下であることがよりいっそう好ましい。△Ｗｒが前記好ましい範囲であると、たとえば、繊維強化樹脂部材が火災などにより加熱された際であっても、発生ガス量が少ない。△Ｗｒは一般的な熱重量分析によって求めることが可能であるが、この分析における雰囲気は常圧の非酸化性雰囲気を用いる。非酸化性雰囲気とは、酸素を実質的に含有しない雰囲気、すなわち窒素、ヘリウム、アルゴン等の不活性ガス雰囲気であることを示す。

　また、△Ｗｒの測定においては５０℃から３３０℃以上の任意の温度まで昇温速度２０℃／分で昇温して熱重量分析を行う。なお、本発明においては、５０℃で１分間ホールドした後に昇温速度２０℃／分で昇温して熱重量分析を行う。

　さらに、本発明におけるポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）は、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）存在下に加熱することによって得ることができ、この方法によれば、０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）を用いない場合に対して、低温、高速で前述した特性を有するポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を得ることができる。ここで、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）への転化率とは、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）中の環式ポリアリーレンスルフィドが高分子量のポリアリーレンスルフィドに転化した割合をいう。

　本発明において、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の加熱によるポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）への転化率は７０％以上であることが好ましく、８０％以上がより好ましく、９０％以上がさらに好ましい。転化率が７０％以上では力学的特性に優れるポリアリーレンスルフィドを得ることができる。
＜０価遷移金属化合物（Ｄ）＞
　本発明において、種々の０価遷移金属化合物（Ｄ）が重合触媒として用いられる。０価遷移金属（Ｄ）としては、好ましくは、周期表第８族から第１１族かつ第４周期から第６周期の金属が好ましく用いられる。例えば金属種として、ニッケル、パラジウム、白金、鉄、ルテニウム、ロジウム、銅、銀、金が例示でき、パラジウムまたはニッケルが特に好ましく用いられる。０価遷移金属化合物（Ｄ）としては、各種錯体が適しているが、例えば配位子として、トリフェニルホスフィン、トリ－ｔ－ブチルホスフィン、トリシクロヘキシルホスフィン、１，２－ビス（ジフェニルホスフィノ）エタン、１，１’－ビス(ジフェニルホスフィノ)フェロセン、ジベンジリデンアセトン、ジメトキシジベンジリデンアセトン、シクロオクタジエン、カルボニルの錯体が挙げられる。具体的にはビス（ジベンジリデンアセトン）パラジウム、トリス（ジベンジリデンアセトン）ジパラジウム、テトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウム、ビス（トリ－ｔ－ブチルホスフィン）パラジウム、ビス［１，２－ビス（ジフェニルホスフィノ）エタン］パラジウム、ビス（トリシクロヘキシルホスフィン）パラジウム、［Ｐ，Ｐ’－１，３－ビス（ジ－ｉ－プロピルホスフィノ）プロパン］［Ｐ－１，３－ビス（ジ－ｉ－プロピルホスフィノ）プロパン］パラジウム、１，３－ビス（２，６－ジ－ｉ－プロピルフェニル）イミダゾール－２－イリデン（１，４－ナフトキノン）パラジウム二量体、１，３－ビス（２，４，６－トリメチルフェニル）イミダゾール－２－イリデン（１，４－ナフトキノン）パラジウム二量体、ビス（３，５，３’，５’－ジメトキシジベンジリデンアセトン）パラジウム、ビス（トリ－ｔ－ブチルホスフィン）白金、テトラキス（トリフェニルホスフィン）白金、テトラキス（トリフルオロホスフィン）白金、エチレンビス（トリフェニルホスフィン）白金、白金－２，４，６，８－テトラメチル－２，４，６，８－テトラビニルシクロテトラシロキサン錯体、テトラキス（トリフェニルホスフィン）ニッケル、テトラキス（トリフェニルホスファイト）ニッケル、ビス（１，５－シクロオクタジエン）ニッケル、ドデカカルボニル三鉄、ペンタカルボニル鉄、ドデカカルボニル四ロジウム、ヘキサデカカルボニル六ロジウム、ドデカカルボニル三ルテニウムなどが例示できる。これらの重合触媒は、１種単独で用いてもよいし２種以上混合あるいは組み合わせて用いてもよい。

　これらの重合触媒は、上記のような０価遷移金属化合物（Ｄ）を添加してもよいし、系内で０価遷移金属化合物（Ｄ）を形成させてもよい。ここで後者のように系内で０価遷移金属化合物（Ｄ）を形成させるには、遷移金属の塩などの遷移金属化合物と配位子となる化合物を添加することで、系内で遷移金属の錯体を形成させる方法、あるいは、遷移金属の塩などの遷移金属化合物と配位子となる化合物で形成された錯体を添加する方法などが挙げられる。

　以下に本発明で使用される遷移金属化合物と配位子、及び、遷移金属化合物と配位子で形成された錯体の例を挙げる。系内で０価遷移金属化合物（Ｄ）を形成させるための遷移金属化合物としては、例えば、種々の遷移金属の酢酸塩、ハロゲン化物などが例示できる。ここで遷移金属種としては例えば、ニッケル、パラジウム、白金、鉄、ルテニウム、ロジウム、銅、銀、金の酢酸塩、ハロゲン化物などが例示でき、具体的には酢酸ニッケル、塩化ニッケル、臭化ニッケル、ヨウ化ニッケル、硫化ニッケル、酢酸パラジウム、塩化パラジウム、臭化パラジウム、ヨウ化パラジウム、硫化パラジウム、塩化白金、臭化白金、酢酸鉄、塩化鉄、臭化鉄、ヨウ化鉄、酢酸ルテニウム、塩化ルテニウム、臭化ルテニウム、酢酸ロジウム、塩化ロジウム、臭化ロジウム、酢酸銅、塩化銅、臭化銅、酢酸銀、塩化銀、臭化銀、酢酸金、塩化金、臭化金などが挙げられる。また、系内で０価遷移金属化合物（Ｄ）を形成させるために同時に添加する配位子としては、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）と遷移金属化合物とを加熱した際に０価の遷移金属を生成するものであれば特に限定はされないが、塩基性化合物が好ましく、例えばトリフェニルホスフィン、トリ－ｔ－ブチルホスフィン、トリシクロヘキシルホスフィン、１，２－ビス（ジフェニルホスフィノ）エタン、１，１’－ビス(ジフェニルホスフィノ)フェロセン、ジベンジリデンアセトン、炭酸ナトリウム、エチレンジアミンなどが挙げられる。また、遷移金属化合物と配位子となる化合物で形成された錯体としては、上記のような種々の遷移金属塩と配位子からなる錯体が挙げられる。具体的にはビス（トリフェニルホスフィン）パラジウムジアセタート、ビス（トリフェニルホスフィン）パラジウムジクロリド、［１，２－ビス（ジフェニルホスフィノ）エタン］パラジウムジクロリド、［１，１’－ビス（ジフェニルホスフィノ）フェロセン］パラジウムジクロリド、ジクロロ（１，５’－シクロオクタジエン）パラジウム、ビス（エチレンジアミン）パラジウムジクロリド、ビス（トリフェニルホスフィン）ニッケルジクロリド、［１，２－ビス（ジフェニルホスフィノ）エタン］ニッケルジクロリド、［１，１’－ビス（ジフェニルホスフィノ）フェロセン］ニッケルジクロリド、ジクロロ（１，５’－シクロオクタジエン）白金などが例示できる。これらの重合触媒及び配位子は、１種単独で用いてもよいし２種以上混合あるいは組み合わせて用いてもよい。

　遷移金属化合物の価数状態は、Ｘ線吸収微細構造（ＸＡＦＳ）解析により把握が可能である。本発明において触媒として用いられる遷移金属化合物または遷移金属化合物を含む環式ポリアリーレンスルフィドまたは遷移金属化合物を含むポリアリーレンスルフィドにＸ線を照射し、その吸収スペクトルを規格化した際の吸収係数のピーク極大値を比較することで把握できる。

　例えばパラジウム化合物の価数を評価する場合、Ｌ３端のＸ線吸収端近傍構造（ＸＡＮＥＳ）に関する吸収スペクトルを比較することが有効であり、Ｘ線のエネルギーが３，１７３ｅＶの点を基準とし、３，１６３～３，１６８ｅＶの範囲内の平均吸収係数を０と規格化し、３，１９１～３，２００ｅＶの範囲内の平均吸収係数を１と規格化した際の吸収係数のピーク極大値を比較することで判断が可能である。パラジウムの例においては、２価のパラジウム化合物に対して、０価のパラジウム化合物では規格化した際の吸収係数のピーク極大値が小さい傾向があり、さらに、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化を促進する効果が大きい遷移金属化合物ほどピーク極大値が小さい傾向がある。この理由は、ＸＡＮＥＳに関する吸収スペクトルは内殻電子の空軌道への遷移に対応しており、吸収ピーク強度はｄ軌道の電子密度に影響されるためと推測している。

　パラジウム化合物がポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）への転化を促進するためには、規格化した際の吸収係数のピーク極大値が６以下であることが好ましく、より好ましくは４以下、さらに好ましくは３以下であり、この範囲内では環式ポリアリーレンスルフィドの転化を促進することができる。

　具体的には、ピーク極大値は、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化を促進しない２価の塩化パラジウムでは６．３２、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化を促進する０価のトリス（ジベンジリデンアセトン）ジパラジウム及びテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウム及びビス［１，２－ビス（ジフェニルホスフィノ）エタン］パラジウムではそれぞれ３．４３及び２．９９及び２．０７である。
＜低原子価鉄化合物（Ｅ）＞
　本発明において、種々の低原子価鉄化合物（Ｅ）が重合触媒として用いられる。鉄原子は理論的に－II、－I、０、I、II、III、IV、V、VI価の価数状態を取りうることが知られており、ここで、低原子価鉄化合物とは、－II～II価の価数を有する鉄化合物であることを指す。また、ここで述べる低原子価鉄化合物（Ｅ）とは、加熱による環式ポリアリーレンスルフィドのポリアリーレンスルフィドへの転化の際の、反応系内における鉄化合物の価数が－II～II価であることを指す。

　低原子価鉄化合物（Ｅ）としては、－II～II価の価数を有する鉄化合物が挙げられるが、鉄化合物の安定性、取り扱いの容易さ、入手のしやすさ等から、本発明における低原子価鉄化合物（Ｅ）としては、０価、I価、II価の鉄化合物が好ましく用いられ、その中でも特にII価の鉄化合物が好ましい。

　II価の鉄化合物としては、各種鉄化合物が適しているが、例えば、II価の鉄のハロゲン化物、酢酸塩、硫酸塩、リン酸塩、フェロセン化合物などが挙げられる。具体的には例えば塩化鉄、臭化鉄、ヨウ化鉄、フッ化鉄、酢酸鉄、硫酸鉄、リン酸鉄、硝酸鉄、硫化鉄、鉄メトキシド、フタロシアニン鉄、フェロセンなどが例示できる。中でも、鉄化合物を環式ポリアリーレンスルフィド中に均一に分散させるという観点から、環式ポリアリーレンスルフィド中での分散性の良好な鉄のハロゲン化物が好ましく、経済性の観点及び得られるポリアリーレンスルフィドの特性面から、塩化鉄がより好ましい。ここで述べるポリアリーレンスルフィドの特性としては、例えば１－クロロナフタレンへの溶解性が挙げられる。本発明の好ましい低原子価鉄化合物（Ｅ）を用いれば、１－クロロナフタレンへの不溶部の少ない、好ましくは不溶部のないポリアリーレンスルフィドが得られる傾向があり、これは、ポリアリーレンスルフィドの分岐単位または架橋単位が少ないことを意味し、このことは、高い成形加工性や成形品の高い機械強度などの特性が得られるという観点でポリアリーレンスルフィドとして望ましい特性といえる。

　I価の鉄化合物としては、各種鉄化合物が適しているが、具体的には例えばシクロペンタジエニル鉄ジカルボニルニ量体、１，１０－フェナントロリン硫酸鉄錯体などが例示できる。

　０価の鉄化合物としては、各種鉄化合物が適しているが、具体的にはドデカカルボニル三鉄、ペンタカルボニル鉄などが例示できる。

　これらの重合触媒は、１種単独で用いてもよいし２種以上混合あるいは組み合わせて用いてもよい。

　これらの重合触媒は、上記のような低原子価鉄化合物（Ｅ）を添加してもよいし、III価以上の高原子価鉄化合物から系内で低原子価鉄化合物（Ｅ）を形成させてもよい。ここで後者のように系内で低原子価鉄化合物（Ｅ）を形成させるには、加熱により高原子価鉄化合物から低原子価鉄化合物（Ｅ）を形成させる方法、環式ポリアリーレンスルフィドに高原子価鉄化合物と、高原子価鉄化合物に対して還元性を有する化合物を助触媒として添加することにより系内で低原子価鉄化合物を形成させる方法などが挙げられる。加熱により高原子価鉄化合物から低原子価鉄化合物（Ｅ）を形成させる方法としては、例えば高原子価ハロゲン化鉄化合物の加熱により低原子価鉄化合物（Ｅ）を形成させる方法などが挙げられる。なおここで、高原子価ハロゲン化鉄化合物の加熱の際には、これを構成するハロゲンの一部が脱離することで、低原子価鉄化合物（Ｅ）が形成すると推測している。

　本発明において、低原子価鉄化合物（Ｅ）が保存中に徐々に変質するような物質である場合は、より安定な高原子価鉄化合物の状態で添加しておき、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）をポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）に転化させるプロセスにおいて、系内で低原子価鉄化合物（Ｅ）を形成させる方法が好ましく用いられる。かかるプロセスを用いることで、得られる成形材料の長期保管が可能であったり、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）をポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）に転化率する際の添加率を高めることが可能となるため好ましい。

　以下に本発明で使用される高原子価鉄化合物の例を挙げる。系内で低原子価鉄化合物（Ｅ）を形成させるための高原子価鉄化合物としては、各種鉄化合物が適しているが、例えば、III価の鉄化合物として塩化鉄、臭化鉄、フッ化鉄、クエン酸鉄、硝酸鉄、硫酸鉄、鉄アセチルアセトナート、鉄ベンゾイルアセトナートジエチルジチオカルバミン酸鉄、鉄エトキシド、鉄イソプロポキシド、アクリル酸鉄などが例示できる。中でも、鉄化合物を環式ポリアリーレンスルフィド中に均一に分散させるという観点から、環式ポリアリーレンスルフィド中での分散性の良好な鉄のハロゲン化物が好ましく、経済性の観点及び得られるポリアリーレンスルフィドの特性面から、塩化鉄がより好ましい。ここで述べるポリアリーレンスルフィドの特性としては、例えば１－クロロナフタレンへの溶解性が挙げられる。本発明の好ましい低原子価鉄化合物（Ｅ）を用いれば、１－クロロナフタレンへの不溶部の少ない、好ましくは不溶部のないポリアリーレンスルフィドが得られる傾向があり、これは、ポリアリーレンスルフィドの分岐単位または架橋単位が少ないことを意味し、このことは、高い成形加工性や成形品の高い機械強度などの特性が得られるという観点でポリアリーレンスルフィドとして望ましい特性といえる。

　以下に本発明で使用される助触媒の例を挙げる。系内で低原子価鉄化合物（Ｅ）を形成させるために添加する助触媒としては、環式ポリアリーレンスルフィドと高原子価鉄化合物とを加熱した際に高原子価鉄化合物と反応し低原子価鉄化合物を生成するものであれば特に限定はされないが、各種有機、無機の還元性を有する化合物が好ましく、例えば塩化銅(I)、塩化スズ(II)、塩化チタン(III)、エチレンジアミン、Ｎ，Ｎ’－ジメチルエチレンジアミン、トリフェニルホスフィン、トリ－ｔ－ブチルホスフィン、トリシクロヘキシルホスフィン、１，２－ビス（ジフェニルホスフィノ）エタンなどが例示できる。中でも、塩化銅(I)、塩化スズ(II)、塩化チタン(III)が好ましく、固体状態で安全に取り扱いが可能な塩化銅(I)、塩化スズ(II)がより好ましい。

　これらの重合触媒及び助触媒は、１種単独で用いてもよいし２種以上混合あるいは組み合わせて用いてもよい。

　反応系内における鉄化合物の価数状態及び鉄原子近傍の構造は、Ｘ線吸収微細構造（ＸＡＦＳ）解析により把握が可能である。本発明において触媒として用いられる鉄化合物、または、鉄化合物を含む環式ポリアリーレンスルフィド、または、鉄化合物を含むポリアリーレンスルフィドにＸ線を照射し、その吸収スペクトルの形状を比較することで鉄化合物の価数状態及び鉄原子近傍の構造が把握できる。

　鉄化合物の価数を評価する場合、Ｋ端のＸ線吸収端近傍構造（ＸＡＮＥＳ）に関する吸収スペクトルを比較することが有効であり、スペクトルが立ち上がるエネルギー及びスペクトル形状を比較することで判断が可能であるIII価の鉄化合物の測定で得られるスペクトルに対し、II価の鉄化合物の測定で得られるスペクトル、さらには０価の鉄化合物の測定で得られるスペクトルは、メインピークの立ち上がりがより低エネルギー側となる傾向がある。具体的には、III価の鉄化合物である塩化鉄(III)、酸化鉄(III)などでは７，１２０ｅＶ付近にメインピークの立ち上がりが、II価の鉄化合物である塩化鉄(II)、塩化鉄(II)四水和物などでは７，１１０～７，１１５ｅＶ付近にメインピークの立ち上がりが、０価の鉄化合物である鉄金属(０)などでは７，１１０ｅＶ付近からスペクトルに肩構造が観察される。また、III価の鉄化合物の測定で得られるスペクトルに対し、II価の鉄化合物の測定で得られるスペクトルは、メインピークのピークトップ位置もより低エネルギー側となる傾向がある。具体的には、III価の鉄化合物では７，１２８～７，１３９ｅＶ付近に、II価の鉄化合物では７，１２０～７，１２８ｅＶ付近にメインピークのピークトップが観察され、より具体的には、III価の鉄化合物である塩化鉄(III)では７，１２８～７，１３４ｅＶ付近に、酸化鉄(III)では７，１３２ｅＶ付近に、II価の鉄化合物である塩化鉄(II)では７，１２０ｅＶ付近に、塩化鉄(II)四水和物では７，１２３ｅＶ付近に、メインピークのピークトップが観察される。

　また、鉄化合物の鉄原子近傍の構造を評価する場合、Ｋ端の広域エックス線吸収微細構造（ＥＸＡＦＳ）より得られた動径分布関数を比較することが有効であり、ピークが観察される距離を比較することで判断が可能である。鉄金属(０)では０．２２ｎｍ付近及び０．４４ｎｍ付近にＦｅ－Ｆｅ結合に起因するピークが認められる。塩化鉄(III)では０．１６～０．１７ｎｍ付近にＦｅ－Ｃｌ結合に起因するピークが、塩化鉄(II)では０．２１ｎｍ付近にＦｅ－Ｃｌ結合に起因するピークが、塩化鉄(II)四水和物では０．１６～０．１７ｎｍ付近にＦｅ－Ｃｌ結合に起因するピークが、また０．２１ｎｍ付近にも別のＦｅ－Ｃｌ結合と考えられるサブピークが認められる。酸化鉄(III)では０．１５～０．１７ｎｍ付近にＦｅ－Ｏ結合に起因するピークが、０．２６～０．３３ｎｍ付近にＦｅ－Ｆｅ結合などに起因するピークが認められる。

　すなわち、反応中または反応生成物のＸ線吸収微細構造（ＸＡＦＳ）解析により得られたスペクトルと、各種鉄化合物のスペクトルを比較することにより、鉄化合物の価数状態及び鉄原子近傍の構造が把握可能である。

　前記鉄化合物の添加に際しては、水分を含まない条件下で添加することが好ましい。環式ポリアリーレンスルフィド及び添加する鉄化合物が接する気相に含まれる好ましい水分量としては１重量％以下、より好ましくは０．５重量％以下、さらに好ましくは０．１重量％以下であり、水分を実質的に含有しないことがよりいっそう好ましい。環式ポリアリーレンスルフィド中に含まれる水分量、重合触媒中に含まれる水分量、重合触媒中に水和物として含まれる水分量の合計量の、添加した重合触媒に対するモル比は、９以下が好ましく、好ましくは６以下、より好ましくは３以下、さらに好ましくは１以下、よりいっそう好ましくは０．１以下であり、水分を実質的に含有しないことがなおいっそう好ましい。この水分量以下であれば、低原子価鉄化合物（Ｅ）の酸化反応や加水分解反応などの副反応を防ぐことができる。このことから、添加する鉄化合物の形態は、水和物よりも無水物であることが好ましい。

　また、鉄化合物の添加に際し、環式ポリアリーレンスルフィド及び鉄化合物中に水分が含まれるのを防ぐためには、鉄化合物と乾燥剤を併せて添加してもよい。乾燥剤としては、金属、中性乾燥剤、塩基性乾燥剤、酸性乾燥剤などがあるが、低原子価鉄化合物（Ｅ）の酸化を防ぐためには酸化性物質を系内に存在させないことが重要であることから、中性乾燥剤や塩基性乾燥剤が好ましい。これら乾燥剤としては、具体的には中性乾燥剤として塩化カルシウム、酸化アルミニウム、硫酸カルシウム、硫酸マグネシウム、硫酸ナトリウムなど、塩基性乾燥剤として、炭酸カリウム、酸化カルシウム、酸化バリウムなどが例示できる。中でも、吸湿容量が比較的大きく、取り扱いが容易な塩化カルシウム、酸化アルミニウムが好ましい。なお、鉄化合物と乾燥剤を併せて添加する場合、環式ポリアリーレンスルフィド中に含まれる水分量、重合触媒中に含まれる水分量、重合触媒中に水和物として含まれる水分子の合計量には、乾燥剤により脱水された水分量は含まないものとする。

　上記の水分量は、カール・フィッシャー法により定量が可能である。また、環式ポリアリーレンスルフィド及び添加する鉄化合物が接する気相に含まれる水分量は、気相の温度及び相対湿度からも算出できる。また、環式ポリアリーレンスルフィド中に含まれる水分量、重合触媒中に含まれる水分量は、赤外線水分計を用いることや、ガスクロマトグラフィーによっても定量が可能であるし、環式ポリアリーレンスルフィド、重合触媒を１００～１１０℃程度の温度で加熱した際の、加熱前後の重量変化からも求めることができる。

　前記鉄化合物の添加に際しては、非酸化性雰囲気下で添加することが好ましい。ここで非酸化性雰囲気とは、環式ポリアリーレンスルフィド及び添加する鉄化合物が接する気相における酸素濃度が５体積％以下、好ましくは２体積％以下、さらに好ましくは酸素を実質的に含有しない雰囲気、すなわち窒素、ヘリウム、アルゴンなどの不活性ガス雰囲気であることを指し、この中でも特に経済性及び取り扱いの容易さの面からは窒素雰囲気が好ましい。また、前記鉄化合物の添加に際しては、酸化性物質を含まない条件下で添加することが好ましい。ここで酸化性物質を含まないとは、環式ポリアリーレンスルフィド中に含まれる酸化性物質の、添加した重合触媒に対するモル比が１以下、好ましくは０．５以下、さらに好ましくは０．１以下、よりいっそう好ましくは酸化性物質を実質的に含有しないことを指す。酸化性物質とは、前記重合触媒を酸化させ、触媒活性を有さない化合物、例えば酸化鉄(III)に変化させてしまうような物質のことを指し、例えば、酸素、有機過酸化物、無機過酸化物などが挙げられる。このような条件下であれば、低原子価鉄化合物の酸化反応などの副反応を防ぐことができる。

　使用する０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）の濃度は、目的とするポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の分子量ならびに０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）の種類により異なるが、通常、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）中の硫黄原子に対して０．００１～２０モル％、好ましくは０．００５～１５モル％、さらに好ましくは０．０１～１０モル％である。０．００１モル％以上ではポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）はポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）へ十分に転化し、２０モル％以下では前述した特性を有するポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を得ることができる。

　また、０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）は、本発明におけるポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の加熱重合後も残存する。この為、０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）は、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中の硫黄原子に対しても、０．００１～２０モル％、好ましくは０．００５～１５モル％、さらに好ましくは０．０１～１０モル％含有されていることを特徴とする。

　０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）の添加に際しては、そのまま添加すればよいが、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）に重合触媒を添加した後、均一に分散させることが好ましい。均一に分散させる方法として、例えば機械的に分散させる方法、溶媒を用いて分散させる方法などが挙げられる。機械的に分散させる方法として、具体的には粉砕機、撹拌機、混合機、振とう機、乳鉢を用いる方法などが例示できる。溶媒を用いて分散させる方法として、具体的にはポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を溶媒に溶解または分散し、これに０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）を所定量加えた後、溶媒を除去する方法などが例示できる。また、触媒の分散に際して、０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）が固体である場合、より均一な分散が可能となるため０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）の平均粒径は１ｍｍ以下であることが好ましい。
＜熱可塑性樹脂（Ｃ）＞
　本発明に用いられる熱可塑性樹脂（Ｃ）は、特に限定はなく、ポリエチレンテレフタレート（ＰＥＴ）樹脂、ポリブチレンテレフタレート（ＰＢＴ）樹脂、ポリトリメチレンテレフタレート（ＰＴＴ）樹脂、ポリエチレンナフタレート（ＰＥＮｐ）樹脂、液晶ポリエステル等のポリエステル系樹脂や、ポリエチレン（ＰＥ）樹脂、ポリプロピレン（ＰＰ）樹脂、ポリブチレン樹脂等のポリオレフィン樹脂や、スチレン系樹脂、ウレタン樹脂の他や、ポリオキシメチレン（ＰＯＭ）樹脂、ポリアミド（ＰＡ）樹脂、ポリカーボネート（ＰＣ）樹脂、ポリメチルメタクリレート（ＰＭＭＡ）樹脂、ポリ塩化ビニル（ＰＶＣ）樹脂、ポリフェニレンスルフィド（ＰＰＳ）樹脂、ポリフェニレンエーテル（ＰＰＥ）樹脂、変性ＰＰＥ樹脂、ポリイミド（ＰＩ）樹脂、ポリアミドイミド（ＰＡＩ）樹脂、ポリエーテルイミド（ＰＥＩ）樹脂、ポリスルホン（ＰＳＵ）樹脂、変性ＰＳＵ樹脂、ポリエーテルスルホン（ＰＥＳ）樹脂、ポリケトン（ＰＫ）樹脂、ポリエーテルケトン（ＰＥＫ）樹脂、ポリエーテルエーテルケトン（ＰＥＥＫ）樹脂、ポリエーテルケトンケトン（ＰＥＫＫ）樹脂、ポリアリレート（ＰＡＲ）樹脂、ポリエーテルニトリル（ＰＥＮ）樹脂、フェノール系樹脂、フェノキシ樹脂、ポリテトラフルオロエチレンなどのフッ素系樹脂、これらの共重合体、変性体、および２種類以上ブレンドした樹脂などであってもよい。

　中でも、本発明の効果をより一層高める観点から、耐熱性に優れた樹脂が好ましく選択できる。ここで言う耐熱性とは、例えば、融点が２００℃以上、好ましくは２２０℃以上、より好ましくは２４０℃以上、さらに好ましくは２６０℃以上である結晶性樹脂や、荷重たわみ温度が１２０℃以上、好ましくは１４０℃以上、より好ましくは１６０℃以上、さらに好ましくは１８０℃以上の非晶性樹脂が例示できる。従って、好ましい樹脂の一例としては、ポリアミド樹脂、ポリイミド樹脂、ポリアミドイミド樹脂、ポリエーテルイミド樹脂、ポリエーテルケトン樹脂、ポリエーテルエーテルケトン樹脂、ポリエーテルケトンケトン樹脂、ポリエーテルスルホン樹脂、ポリフェニレンスルフィド樹脂が例示でき、さらにはポリアミド樹脂、ポリエーテルイミド樹脂、ポリアミドイミド樹脂、ポリエーテルエーテルケトン樹脂、ポリフェニレンスルフィド樹脂が好ましい樹脂として例示できる。なお、熱可塑性樹脂（Ｃ）がポリフェニレンスルフィド樹脂の場合、前記成分（Ｂ’）と同一のポリフェニレンスルフィド樹脂を使用してもよいし、異なるポリフェニレンスルフィド樹脂を使用してもよいが、本発明の目的から、前記成分（Ｂ’）よりも高分子量であるＰＰＳ樹脂を用いることが好ましい。

　また、本発明で用いられる熱可塑性樹脂（Ｃ）の分子量は、成形材料を成形して得られる成形品の力学特性の観点から、重量平均分子量で好ましくは１０，０００以上であり、より好ましくは２０，０００以上であり、とりわけ好ましくは３０，０００以上である。これは重量平均分子量が大きいほど、マトリックス樹脂の強度や伸度が高くなる観点で有利である。一方、重量平均分子量の上限については特に制限は無いが、成形時の流動性の観点から好ましくは１，０００，０００以下であり、より好ましくは５００，０００以下を例示できる。なお、前記重量平均分子量は前記ＳＥＣ（サイズ排除クロマトグラフィー）などの一般的なＧＰＣ（ゲルパーミレーションクロマトグラフィー）を使用して求めることができる。

　上記群に例示された熱可塑性樹脂（Ｃ）は、本発明の目的を損なわない範囲で、繊維強化剤、エラストマーあるいはゴム成分などの耐衝撃性向上剤、他の充填材や添加剤を含有しても良い。これらの例としては、無機充填材、難燃剤、導電性付与剤、結晶核剤、紫外線吸収剤、酸化防止剤、制振剤、抗菌剤、防虫剤、防臭剤、着色防止剤、熱安定剤、離型剤、帯電防止剤、可塑剤、滑剤、着色剤、顔料、染料、発泡剤、制泡剤、あるいは、カップリング剤が挙げられる。
＜成形材料＞
　本発明の成形材料は、強化繊維束（Ａ）、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）、熱可塑性樹脂（Ｃ）および０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）で構成される。

　このうち、（Ａ）～（Ｃ）の各構成成分の合計が１００重量％とした際の、強化繊維束（Ａ）は１～５０重量％、好ましくは５～４５重量％、より好ましは１０～４０重量％である。強化繊維束（Ａ）が１重量％未満では、得られる成形品の力学特性が不十分となる場合があり、５０重量％を超えると射出成形の際に流動性が低下する場合がある。

　また、（Ａ）～（Ｃ）の各構成成分の合計が１００重量％とした際の、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）は０．１～４０重量％、好ましくは０．５～３０重量％、より好ましくは１～２０重量％である。この範囲内で用いることで、成形性と取扱性に優れた成形材料が得られる。（Ｂ）または（Ｂ’）が０．１重量％未満では強化繊維束（Ａ）への含浸が不十分となり、得られる成形材料の取扱性が不十分となる場合があり、４０重量％を越えると得られる成形品の力学特性が不十分となる場合がある。

　さらに、（Ａ）～（Ｃ）の各構成成分の合計が１００重量％とした際の、熱可塑性樹脂（Ｃ）は１０～９８．９重量％、好ましくは２５～９４．５重量％、より好ましくは４０～８９重量％であり、この範囲内で用いることで、成形性と取扱性に優れた成形材料が得られる。（Ｃ）が１０重量％未満では射出成形の際に流動性が低下する場合があり、９８．９重量％を越えると得られる成形品の力学特性が不十分となる場合がある。

　本発明の成形材料は、連続した強化繊維束（Ａ）とポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）と０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）からなる複合体に熱可塑性樹脂（Ｃ）が接着するように配置されて構成される成形材料である。

　強化繊維束（Ａ）とポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）と０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）は、この３者で複合体が形成される。この複合体の形態は図１に示すようなものであり、強化繊維束（Ａ）の各単繊維間にポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）が満たされている。すなわち、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の海に、強化繊維（Ａ）が島のように分散している状態である。

　さらに０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）は、重合触媒としての役割から、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の海中、および／又は強化繊維束（Ａ）とポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）との界面に存在することが好ましい。

　本発明の成形材料においての好ましい態様としては、図２に示すように、強化繊維束（Ａ）が成形材料の軸心方向にほぼ平行に配列され、かつ強化繊維束（Ａ）の長さは成形材料の長さと実質的に同じ長さである。

　ここで言う、「ほぼ平行に配列されて」いるとは、強化繊維束の長軸の軸線と、成形材料の長軸の軸線とが、同方向を指向している状態を示し、軸線同士の角度のずれは、好ましくは２０°以下であり、より好ましくは１０°以下であり、さらに好ましくは５°以下である。また、「実質的に同じ長さ」とは、例えばペレット状の成形材料において、ペレット内部の途中で強化繊維束が切断されていたり、ペレット全長よりも有意に短い強化繊維束が実質的に含まれたりしないことである。特に、そのペレット全長よりも短い強化繊維束の量について規定されているわけではないが、ペレット全長の５０％以下の長さの強化繊維の含有量が３０重量％以下である場合には、ペレット全長よりも有意に短い強化繊維束が実質的に含まれていないと評価する。さらに、ペレット全長の５０％以下の長さの強化繊維の含有量は２０重量％以下であることが好ましい。なお、ペレット全長とはペレット中の強化繊維配向方向の長さである。強化繊維束（Ａ）が成形材料と同等の長さを持つことで、成形品中の強化繊維長を長くすることが出来るため、優れた力学特性を得ることができる。

　図３～６は、本発明の成形材料の軸心方向断面の形状の例を模式的に表したものであり、図７～１０は、本発明の成形材料の直交方向断面の形状の例を模式的に表したものである。

　成形材料の断面の形状は、強化繊維束（Ａ）とポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）と０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）からなる複合体に、熱可塑性樹脂（Ｃ）が接着するように配置されていれば図に示されたものに限定されないが、好ましくは軸心方向断面である図３～５に示されるように、複合体が芯材となり熱可塑性樹脂（Ｃ）で層状に挟まれて配置されている構成が好ましい。

　また直交方向断面である図７～９に示されるように、複合体を芯に対して、熱可塑性樹脂（Ｃ）が周囲を被覆するような芯鞘構造に配置されている構成が好ましい。図１１に示されるような複数の複合体を熱可塑性樹脂（Ｃ）が被覆するように配置する場合、複合体の数は２～６程度が望ましい。

　複合体と熱可塑性樹脂（Ｃ）の境界は接着され、境界付近で部分的に熱可塑性樹脂（Ｃ）が該複合体の一部に入り込み、複合体中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）と相溶しているような状態、あるいは強化繊維に含浸しているような状態になっていてもよい。

　成形材料の軸心方向は、ほぼ同一の断面形状を保ち連続であればよい。成形方法によってはこのような連続の成形材料をある長さにカットしてもよい。

　本発明の成形材料は、例えば射出成形やプレス成形などの手法により強化繊維束（Ａ）とポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）と０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）からなる複合体に、熱可塑性樹脂（Ｃ）を混練して最終的な成形品を作製できる。成形材料の取扱性の点から、前記複合体と熱可塑性樹脂（Ｃ）は成形が行われるまでは分離せず、前述したような形状を保っていることが重要である。ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）は低分子量であることから、常温においては通常比較的脆く破砕しやすい固体である場合が多い。このため、熱可塑性樹脂（Ｃ）を、複合体を保護するように配置し、成形までの材料の運搬、取り扱い時のショック、擦過などにより、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）が破砕されて飛散したりしないようにすることが望ましい。また、複合体と熱可塑性樹脂（Ｃ）では、形状（サイズ、アスペクト比）、比重、重量が全く異なるため、成形までの材料の運搬、取り扱い時、成形工程での材料移送時に分級し、成形品の力学特性にバラツキを生じたり、流動性が低下して金型詰まりを起こしたり、成形工程でブロッキングする場合がある。

　そのため、図７～９に例示されるように、強化繊維である強化繊維束（Ａ）とポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）と０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）からなる複合体に対して、熱可塑性樹脂（Ｃ）が該複合体の周囲を被覆するように配置されていること、すなわち、強化繊維である強化繊維束（Ａ）とポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）と０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）からなる複合体が芯構造であり、熱可塑性樹脂（Ｃ）が該複合体の周囲を被覆した芯鞘構造とすることが好ましい。

　このような配置であれば、高分子量の熱可塑性樹脂（Ｃ）が破砕しやすいポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を包んでいたり、擦過しやすい面に配置されたりしているため、成形材料として形状が保持されやすい。また、熱可塑性樹脂（Ｃ）が強化繊維束（Ａ）とポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）と０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）からなる複合体の周囲を被覆するように配置されるか、該複合体と熱可塑性樹脂（Ｃ）が層状に配置されているか、いずれが有利であるかについては、製造の容易さと、材料の取り扱いの容易さから、熱可塑性樹脂（Ｃ）が該複合体の周囲を被覆するように配置されることがより好ましい。

　前述したように、強化繊維束（Ａ）はポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）によって完全に含浸されていることが望ましいが、現実的にそれは困難であり、強化繊維束（Ａ）とポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）からなる複合体にはある程度のボイドが存在する。特に強化繊維束（Ａ）の含有率が大きい場合にはボイドが多くなるが、ある程度のボイドが存在する場合でも本発明の含浸・繊維分散促進の効果は達成される。ボイド率は０～４０％の範囲が好ましい。より好ましいボイド率の範囲は２０％以下である。ボイド率が上記好ましい範囲であると、含浸・繊維分散促進の効果に優れる。ボイド率は、複合体の部分をＡＳＴＭ　Ｄ　２７３４（１９９７）試験法により測定する。

　本発明の成形材料は、好ましくは１～５０ｍｍの範囲の長さに切断して用いられる。前記の長さに調製することにより、成形時の流動性、取扱性を十分に高めることができる。このように適切な長さに切断された成形材料としてとりわけ好ましい態様は、射出成形用の長繊維ペレットが例示できる。

　また、本発明の成形材料は、連続、長尺のままでも成形法によっては使用可能である。例えば、熱可塑性ヤーンプリプレグとして、加熱しながらマンドレルに巻き付け、ロール状成形品を得たりすることができる。このような成形品の例としては、液化天然ガスタンクなどが挙げられる。また本発明の成形材料を、複数本引き揃えて加熱・融着させることにより熱可塑性プリプレグを作製することも可能である。このようなプリプレグは、耐熱性、高い強度、弾性率、耐衝撃性が要求されるような分野、例えば自動車部材や航空機部材などに適用が可能である。
＜ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を用いる成形材料の製造方法＞
　本発明の成形材料において、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を用いる成形材料は、前述した形状を容易に製造できると言った観点から、以下の工程を経て製造することが好ましい。すなわち、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）および０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）からなる混合物を得る工程[1]、該混合物を連続した強化繊維束（Ａ）に含浸させた複合体を得る工程[2]、該複合体を熱可塑性樹脂（Ｃ）と接着させる工程[3]、からなる成形材料の製造方法であって、該工程[2]以降においてポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）存在下で加熱重合させてポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）に転化させる成形材料の製造方法である。
＜工程[1]＞
　工程[1]において、混合物を得る装置は、投入したポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）と０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）を混合させる機構を具備した物であれば特に制限は無いが、該成分（Ｂ）と該成分（Ｄ）または該成分（Ｅ）とを均一に混合させる観点から、加熱溶融させるための加熱源を具備することが好ましい。また、溶融混合物を得た後に、速やかに工程[2]に移す為に、送液機構を具備することがより好ましい。送液の駆動方式としては、自重式、圧空式、スクリュー式、およびポンプ式などが例示できる。

　また、加熱の際の雰囲気は非酸化性雰囲気下で行うことが好ましく、減圧条件下で行うことも好ましい。これによりポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）間、加熱により生成したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）間、及びポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）とポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）間などで架橋反応や分解反応などの好ましくない副反応の発生を抑制できる傾向にある。なお、非酸化性雰囲気とはポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）が接する気相における酸素濃度が５体積％以下、好ましくは２体積％以下、さらに好ましくは酸素を実質的に含有しない雰囲気、即ち窒素、ヘリウム、アルゴンなどの不活性ガス雰囲気であることを指し、この中でも特に経済性及び取扱いの容易さの面からは窒素雰囲気が好ましい。また、減圧条件下とは反応を行う系内が大気圧よりも低いことを指し、上限として５０ｋＰａ以下が好ましく、２０ｋＰａ以下がより好ましく、１０ｋＰａ以下がさらに好ましい。下限としては０．１ｋＰａ以上が例示でき、０．２ｋＰａ以上がより好ましい。減圧条件が上記好ましい下限値以上であると、環式ポリアリーレンスルフィドに含まれる分子量の低い前記（ａ）式の環式化合物が揮散しにくく、一方上記好ましい上限値以下では、架橋反応など好ましくない副反応が起こりにくい傾向にある。

　工程[1]において、溶融混練する際は、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の加熱重合反応をなるべく起こさないように温度や時間を設定するのが好ましい。溶融混練する際の温度は１８０～２７０℃、好ましくは１９０～２６０℃、より好ましくは２００℃～２５０℃である。上記好ましい温度で加熱した場合、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）が容易に短時間で溶融し、一方、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の重合が急速に進むこともなく、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の生成による粘度上昇が起こりにくく、続く工程[2]における含浸性も良好である。

　工程[1]において、溶融混練する際の時間は、特に制限は無いが、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の重合が進み、増粘することを避ける為に、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）と０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）を混合後できるだけ速やかに工程[2]に移ることが好ましい。かかる時間の範囲としては、０．０１～３００分、好ましくは１～１２０分、より好ましくは５～６０分となる。上記好ましい加熱時間であると、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）と０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）の混合が十分となり、一方、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の生成による粘度上昇が起こりにくく、続く工程[2]における含浸性も良好である。
＜工程[2]＞
　工程[2]において、用いる装置は、工程[1]において得られた混合物を連続した強化繊維束（Ａ）に含浸させる機構を具備したものであれば特に制限は無く、溶融混合物をＴダイやスリットダイなどの金型ダイに供給しつつ該金型ダイ中に強化繊維束（Ａ）を通過させる装置や、溶融混合物をギアポンプにて溶融バスに供給し、該溶融バス内で強化繊維束（Ａ）をしごきながら通過させる装置や、溶融混合物をプランジャーポンプでキスコーターに供給し、強化繊維束（Ａ）に塗布する装置や、溶融混合物を加熱した回転ロールの上に供給し、このロール表面に強化繊維束（Ａ）を通過させる方法が例示できる。これらの装置は、含浸性を向上させる目的で、組み合わせて使用しても良く、また得られた複合体をループさせて、複数回同じ装置を通過させても良い。

　工程[2]において、溶融混練物を含浸させる際の温度は１８０～３２０℃、好ましくは１９０～３００℃、より好ましくは２００℃～２６０℃である。上記好ましい温度で加熱した場合、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）が凝固し、増粘、あるいは固化しにくく、含浸性に優れ、一方、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）間、加熱により生成したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）間、及びポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）とポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）間などで架橋反応や分解反応などの好ましくない副反応が発生しにくい。

　工程[2]において、溶融混練物を含浸させる際の時間は、０．０１～１０００分、好ましくは０．０２～１２０分、より好ましくは０．０５～６０分、さらに好ましくは０．１～１０分となる。上記好ましい含浸時間とすると、溶融混練物の強化繊維束（Ａ）への含浸が十分となり、一方、成形材料の生産性も良好である。
＜工程[3]＞
　工程[3]において、用いる装置は、工程[2]で得られた複合体に熱可塑性樹脂（Ｃ）を接着させる機構を具備したものであれば特に制限は無く、溶融させた熱可塑性樹脂（Ｃ）をＴダイやスリットダイなどの金型ダイに供給しつつ該金型ダイ中に複合体を通過させる装置や、溶融させた熱可塑性樹脂（Ｃ）をギアポンプにて溶融バスに供給し、該溶融バス内に複合体を通過させる装置や、溶融させた熱可塑性樹脂（Ｃ）をプランジャーポンプでキスコーターに供給し、複合体に塗布する装置や、溶融させた熱可塑性樹脂（Ｃ）を加熱した回転ロールの上に供給し、このロール表面に複合体を通過させる方法が例示できる。

　工程[3]において、複合体と熱可塑性樹脂（Ｃ）を接着させる際の温度は、使用する熱可塑性樹脂（Ｃ）の分子構造や分子量、組成といった各種特性によって異なるため一概ではないが、下限としては、使用する熱可塑性樹脂（Ｃ）の融点が例示できる。上限としては前記融点に加えて８０℃、好ましくは５０℃、より好ましくは３０℃、さらに好ましくは２０℃が例示できる。かかる温度範囲において、熱可塑性樹脂（Ｃ）は、複合体との接着が容易に行え、かつ熱可塑性樹脂（Ｃ）が熱分解するといった製造上好ましくない現象を抑えることができる。なお、かかる融点は、示差走査熱量計（ＤＳＣ）などによって求めることができる。

　工程[3]において、複合体が、複合体と熱可塑性樹脂（Ｃ）とを接着させる装置を通過する時間としては、特に制限は無いが、０．０００１～１２０分、好ましくは０．０００２～６０分、より好ましくは０．００２～３０分が例示できる。上記好ましい通過時間とすると、複合体と熱可塑性樹脂（Ｃ）との接着が容易であり、一方、成形材料の生産性も良好である。

　本発明の成形材料の製造方法において、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）をポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）に転化させるのは、工程[1]～[3]のいずれの工程で行っても良いが、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の強化繊維束（Ａ）への含浸を効率良く行う為には、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を工程[2]以降で選択的に重合させることが好ましい。かかる要件を満たすためにも、前記した工程[1]～工程[3]の装置、温度、及び時間といった条件が好適となる。

　また、工程[1]～[3]を経た後、さらに１８０～３２０℃、好ましくは１９０～３００℃、より好ましくは２００℃～２６０℃で熱処理し、成形材料中に残存したポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を加熱重合させることも有意である。
＜ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を用いる成形材料を用いた成形品の製造方法＞
　本発明の成形材料において、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を用いる成形材料は、成形材料を成形して成形品を製造する際に、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）存在下で加熱することで重合させてポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）に転化させる。
本発明において、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）は、含浸性が高く強化繊維束（Ａ）との複合体が容易に製造できることから、成形材料の生産性向上に効果がある。また、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）は、流動性にも優れることから、例えば、本発明の成形材料を射出成形すると、射出成形機のシリンダー内で溶融混練された、流動性の良いポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）が熱可塑性樹脂（Ｃ）に拡散し、強化繊維束（Ａ）が熱可塑性樹脂（Ｃ）に分散することを助ける。さらに、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）は、熱可塑性樹脂（Ｃ）と容易に置換されることで強化繊維束（Ａ）をより容易に分散させることを可能としている。かかる効果から、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）は、いわゆる含浸助剤・分散助剤としての役割を持つ。

　さらに、本発明において、０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）は、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の加熱によるポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）への転化を促す、いわゆる重合触媒としての役割を持つ。本発明の成形材料を成形して成形品を製造する際に、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）存在下で加熱することで重合させてポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）への転化させることができる。かかる０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）の効果により、例えば本発明の成形材料を射出成形すると、射出成形工程におけるシリンダー内および金型内において、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の重合が進展し、力学特性に優れた成形品が得られる。

　本発明の成形材料において、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を用いる成形材料は、加熱することで溶融させて所定の形状に成形することができる。成形材料を溶融させる温度は、選択する原料によって異なるが、好ましい範囲として１８０℃～４００℃、より好ましくは２００℃～３８０℃、さらに好ましくは２３０℃～３６０℃を例示できる。上記好ましい温度とすると、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）および／または熱可塑性樹脂（Ｃ）が溶融しやすく成形性に優れ、一方、熱可塑性樹脂（Ｃ）が熱分解して成形品物性の低下やボイドが生じることもない。

　また、本発明の成形材料において、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を用いる成形材料は、成形前に予熱してもよい。成形材料を予熱する温度は、選択する原料によって異なるが、１８０℃～４００℃、より好ましくは２００℃～３８０℃、さらに好ましくは２３０℃～３６０℃を例示できる。かかる温度範囲で予熱することにより、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）への転化が進行し、成形時間の短縮に効果がある。なお、生産性の観点から、かかる予熱工程を経た成形材料を直接成形機に投入しても良い。

　また、本発明の成形材料において、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を用いる成形材料は、本発明の目的を損なわない範囲で、前記予熱工程とは別に、前処理を行っても良い。これらの例としては、乾燥、脱脂、脱気、裁断、賦形、積層、配列、あるいは、接着が挙げられる。
＜成形方法＞
　本発明の成形材料は、各種成形方法によって最終的な形状の成形品に加工できる。成形方法としてはプレス成形、スタンパブル成形、トランスファー成形、射出成形や、これらの組合せ等が挙げられる。

　本発明の成形材料はリブ、ボス、歯車といった複雑形状の成形品や平板、角板、丸板といった幅広の成形品といった多様な形状に成形することが可能である。複雑形状の成形品の場合、射出成形およびトランスファー成形が好ましく用いられ、生産性の面から射出成形がより好ましく用いられる。幅広の成形品にはプレス成形、スタンピング成形が好ましく用いられる。

　本発明の成形材料を射出成形に用いる場合は、ペレット形状とした成形材料を用いることが好ましい。射出成形においては、ペレット状の成形材料を可塑化する際、温度、圧力、混練が加えられることから、本発明によれば、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）が分散・含浸助剤として大きな効果を発揮する。この場合、通常のインラインスクリュー型射出成形機を用いることができ、たとえ圧縮比の低いような形状のスクリューを用いたり、材料可塑化の際の背圧を低く設定するなどしたりして、スクリューによる混練効果が弱い場合であっても、強化繊維がマトリックス樹脂中に良分散し、繊維への樹脂の含浸が良好な成形品を得ることができる。

　また、本発明の成形材料を成形して得られた成形品をさらに加熱処理してもよい。成形品を加熱する温度は、成形材料に用いた原料によって異なるが、１８０℃～４００℃、より好ましくは２００℃～３８０℃、さらに好ましくは２３０℃～３６０℃を例示できる。かかる温度範囲で加熱処理することにより、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）への転化が進行し、成形品の力学特性の向上に効果がある場合がある。

　また、本発明で得られる成形品は、本発明の目的を損なわない範囲で、前記加熱工程とは別に、後処理を行っても良い。これらの例としては、アニール、研磨、裁断、研削、接着、あるいは、塗装が挙げられる。
＜成形品＞
　本発明の成形材料を用いた成形品としては、シリンダーヘッドカバー、ベアリングリテーナ、インテークマニホールド、ペダル等の自動車部品、レンチ、スパナ、ドライバー等の工具類、歯車などの小型部品が挙げられる。また、本発明の成形材料は、流動性に優れるため成形品の厚みが０．５～２ｍｍといった薄肉の成形品を比較的容易に得ることができる。このような薄肉成形が要求されるものとしては、例えばパーソナルコンピューター、携帯電話などに使用されるような筐体や、パーソナルコンピューターの内部でキーボードを支持する部材であるキーボード支持体に代表されるような電気・電子機器用部材が挙げられる。このような電気・電子機器用部材では、強化繊維に導電性を有する炭素繊維を使用した場合に、電磁波シールド性が付与されるためにより好ましい。
＜プリプレグ＞
　本発明のプリプレグは、環式ポリアリーレンスルフィドを少なくとも５０重量％以上含み、かつ重量平均分子量が１０，０００未満であるポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）と、０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）とを含有する樹脂組成物を強化繊維に含浸せしめてなるプリプレグである。

　本発明におけるポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を得る方法としては例えば前述したポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の製法[B1]および[B2]が挙げられる。

　本発明における樹脂組成物は、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）以外の成分を含んでもかまわない。ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）以外の成分としては、特に制限はなく、各種の熱可塑性樹脂のポリマー、オリゴマー、各種の熱硬化性樹脂、無機充填剤、相溶化剤、酸化防止剤、熱安定剤、紫外線吸収剤、難燃剤、着色剤、粘着剤などの各種添加剤を配合しても良い。

　熱可塑性樹脂の具体例としては、ポリエチレン、ポリアミド、ポリエステル、ポリスチレン、ポリカーボネート、ポリフェニレンオキシド、ポリイミド、ポリアミドイミド、ポリエーテルケトン、ポリビニルホルマール、ポリビニルアセタール、ポリスルホン、ポリエーテルスルホンなどの線状または環式のポリマー、オリゴマーがあげられる。

　熱硬化性樹脂の具体例としては、不飽和ポリエステル樹脂、ビニルエステル樹脂、エポキシ樹脂などがあげられる。

　また、プリプレグの積層を容易にするために前記樹脂組成物に粘着付与剤を配合することが好ましい。粘着付与剤としては軟化点１５０℃以下で分子内に極性基を有する化合物が好適に用いられる。軟化点は、ＪＩＳ　Ｋ　７２０６―１９９９で規定されるビカット軟化点を意味し、軟化点が１５０℃以下の物は分子量が比較的小さいので流動性が良く、プリプレグ積層時の粘着性が向上し、分子内に極性基を有する物も水素結合などの弱い結合を誘起して、プリプレグ積層時の粘着性が向上するので好ましい。具体的には、エチレン－エチルアクリレート共重合体、エチレン－ビニルアクリレート共重合体、テルペン重合体、テルペンフェノール共重合体、ポリウレタンエラストマー、アクリロニトリルブタジエンゴム（ＮＢＲ）などが好適に用いられる。

　本発明において、種々の０価遷移金属化合物が重合触媒として用いられる。０価遷移金属化合物としては、前述した０価遷移金属化合物（Ｄ）が好ましく用いられる。

　本発明において、種々の低原子価鉄化合物が重合触媒として用いられる。低原子価鉄化合物としては、前述した低原子価鉄化合物（Ｅ）が好ましく用いられる。

　本発明のプリプレグは、強化繊維に前述の樹脂組成物を含浸せしめたものである。

　本発明における強化繊維の形態及び配列は、例えば、一方向に引き揃えたもの、織物（クロス）、編み物、組み紐、トウ、マット等が用いられる。中でも、積層構成によって容易に強度特性を設計可能であることから、一方向に引き揃えられたものを使用するのが好ましく、曲面にも容易に賦形できることから織物が好ましく使用される。

　本発明における強化繊維のプリプレグ中での重量含有率は、環式ポリアリーレンスルフィドを所定の重量％以上含む樹脂組成物を含浸させることで強化繊維のプリプレグ中での重量含有率を高めることができる特徴があり、機械的特性と成形性のバランスから、本発明では６０～８０重量％としている。重量含有率が下限値未満では曲げ強度などの機械特性が十分でなく、上限値を超えると強化繊維への樹脂組成物の含浸が困難となる。

　ここでいう強化繊維の重量含有量はプリプレグから有機溶媒などにより樹脂を溶出し、繊維重量を計量することにより求めることができる。

　本発明のプリプレグは、樹脂組成物を溶媒に溶解または分散させて低粘度化し、含浸させるウエット法または、加熱により低粘度化し、含浸させるホットメルト法等によって製造できる。

　ウェット法は、強化繊維を樹脂組成物の溶液または分散液に浸漬した後、引き上げ、オーブン等を用いて溶媒を蒸発せしめ、プリプレグを得る方法である。

　ホットメルト法は、加熱により低粘度化した樹脂組成物を直接強化繊維に加熱加圧することにより含浸させる方法、または樹脂組成物を離型紙等の上にコーティングした樹脂フィルムを作製しておき、次に強化繊維の両側、又は片側からそのフィルムを重ね、加熱加圧することにより樹脂を含浸させる方法などにより、プリプレグを得る方法である。ホットメルト法では溶剤を使用しないので強化繊維への含浸工程で樹脂粘度をある程度低くする必要があるが、プリプレグ中に残留する溶媒が実質的に皆無となるため好ましい。

　また、本発明の繊維強化複合材料は、このようなプリプレグを用いて、そのプリプレグ中の、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を含有してなる樹脂組成物を重合せしめて得られる。すわわち、前記したプリプレグを任意の構成で１枚以上積層後、熱及び圧力を付与しながらポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を含有してなる樹脂組成物を重合させるのである。加熱温度や圧力には特に制限はないが、加熱温度としては、１５０℃以上、３００℃以下が例示でき、好ましくは１８０℃以上、２７０℃以下で、圧力は、０．１ＭＰａ以上、１０ＭＰａ以下が例示でき、０．２ＭＰａ以上、５ＭＰａ以下が好ましい。

　熱及び圧力を付与する方法としては、任意の構成のプリプレグを型内もしくはプレス板上に設置した後、型もしくはプレス板を閉じて加圧するプレス成形法、任意の構成のプリプレグをオートクレーブ内に投入して加圧・加熱するオートクレーブ成形法、任意の構成のプリプレグをナイロンフィルムなどで包み込み、内部を減圧にして大気圧で加圧しながらオーブン中で加熱するバッギング成形法、任意の構成のプリプレグに張力をかけながらテープを巻き付け、オーブン内で加熱するラッピングテープ法、任意の構成のプリプレグを型内に設置し、同じく型内に設置した中子内に気体や液体などを注入して加圧する内圧成形法等が使用される。

　上記のようにして得られた、本発明の繊維強化複合材料は、マトリックス樹脂がポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）であり、耐熱性、機械特性、難燃性、耐薬品性などに優れたものとなる。また、マトリックス樹脂が熱可塑性のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）なので、加熱などにより樹脂を可塑化できるのでリサイクルやリペアが容易な繊維強化複合材料となる。
＜繊維強化成形基材の製造方法＞
　以下、本発明の繊維強化成形基材の製造方法について、具体的に説明する。

　本発明の製造方法では、連続した強化繊維基材（Ａ’）と、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）と０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）を原料として、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）をマトリックス樹脂とした繊維強化成形基材を製造する。まず、各成分について説明する。
＜強化繊維基材（Ａ’）＞
　本発明で用いられる強化繊維基材（Ａ’）において、強化繊維としては、特に限定されないが、炭素繊維、ガラス繊維、アラミド繊維、ボロン繊維、アルミナ繊維、鉱物繊維、炭化ケイ素繊維等が使用でき、これらの繊維を２種以上混在させることもできる。これらの中でも、軽量かつ高強度、高弾性率の成形品を得る観点から、炭素繊維を用いるのが好ましい。炭素繊維としては、ＰＡＮ系炭素繊維、レーヨン系炭素繊維、リグニン系炭素繊維、ピッチ系炭素繊維などが使用でき、これらを２種以上混在させることもできる。これらの中でも、コストと強度のバランスの観点からＰＡＮ系炭素繊維が好ましく、得られる成形品の力学特性の観点から、引張弾性率で２００～７００ＧＰａのＰＡＮ系炭素繊維がより好ましい。

　本発明で用いられる強化繊維基材（Ａ’）の形態及び配列としては、連続していれば特に限定されないが、例えば、連続した強化繊維を収束してなる強化繊維束（以下、単に強化繊維束ともいう）、連続した強化繊維を一方向に配列させた基材（以下、単に一方向配列基材ともいう）、織物（クロス）、不織布、マット、編み物、組み紐、ヤーン、トウ、等が用いられる。中でも、連続して高速で引き取ることが可能であることから強化繊維束が好ましく、積層構成によって容易に強度特性を設計可能であることから、一方向配列基材を使用するのが好ましく、曲面にも容易に賦形できることから織物が好ましく、厚み方向に容易に成形できることから不織布およびマットが好ましく使用される。なお、ここで一方向配列基材とは、複数本の強化繊維を並行して配列させた基材のことである。かかる一方向配列基材は、例えば複数本の連続した強化繊維束を一方向に引きそろえ、さらにシート状に地均する方法などにより得られる。

　強化繊維基材（Ａ’）が強化繊維束である場合は、強化繊維の単繊維数が多いほど経済性には有利であることから、単繊維は１０，０００本以上が好ましい。他方、強化繊維の単繊維数が多いほどマトリックス樹脂の含浸性には不利となる傾向があるため、強化繊維束として炭素繊維束を用いる場合、経済性と含浸性の両立を図る観点から、１５，０００本以上１００，０００本以下がより好ましく、２０，０００本以上５０，０００本以下がとりわけ好ましく使用できる。

　さらに、単繊維を強化繊維束に束ねる目的で、本発明における成分（Ｂ）とは別に、集束剤を使用してもよい。これは強化繊維束に集束剤を付着させることで、強化繊維の移送時の取扱性や、成形材料を製造する過程でのプロセス性を高める目的で、本発明の目的を損なわない範囲で、エポキシ樹脂、ウレタン樹脂、アクリル樹脂や種々の熱可塑性樹脂などのサイジング剤を１種または２種以上併用することができる。

　強化繊維基材（Ａ’）が一方向配列基材、織物、不織布、マットである場合は、強化繊維の単繊維数としては、特に限定されない。

　さらに、強化繊維基材（Ａ’）には、単繊維の脱落を抑える目的で、本発明における成分（Ｂ）とは別に、結着剤を使用してもよい。これは強化繊維基材に結着剤を付着させることで、強化繊維の移送時の取扱性や、成形材料を製造する過程でのプロセス性を高める目的で、本発明の目的を損なわない範囲で、エポキシ樹脂、ウレタン樹脂、アクリル樹脂や種々の熱可塑性樹脂などのバインダーを１種または２種以上併用することができる。
＜ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）＞
　本発明において、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）は、前記の式（ａ）で表される環式ポリアリーレンスルフィドを少なくとも５０重量％以上含み、かつ重量平均分子量が１０，０００未満のポリアリーレンスルフィドプレポリマーが好ましく用いられる。

　ポリアリーレンスルフィドプレポリマーのより好ましい態様としては、環式ポリアリーレンスルフィドを７０重量％以上含み、さらに好ましくは８０重量％以上含み、とりわけ好ましくは９０重量％以上含むものである。また、ポリアリーレンスルフィドプレポリマーに含まれる環式ポリアリーレンスルフィドの上限値には特に制限は無いが、生産性の観点から９８重量％以下、好ましくは９５重量％以下が好ましい範囲として例示できる。

　通常、ポリアリーレンスルフィドプレポリマーにおける環式ポリアリーレンスルフィドの重量比率が高いほど、加熱後に得られるポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重合度が高くなる傾向にある。すなわち、本発明では、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）における環式ポリアリーレンスルフィドの存在比率を調整することで、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重合度を調整することができる。

　ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を得る方法としては例えば前述したポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の製法[B1]および[B2]が挙げられる。

　本発明におけるポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）には、本発明の効果を損なわない範囲内で、熱可塑性樹脂、熱硬化性樹脂、エラストマー、ゴム成分、難燃剤、無機充填材、カーボンブラックなどの導電性向上成分、結晶核剤、酸化防止剤、紫外線吸収剤、制振剤、抗菌剤、防虫剤、防臭剤、着色剤、顔料、染料、熱安定剤、離型剤、粘着剤、耐電防止剤、可塑剤、滑剤、発泡剤、制泡剤、カップリング材などを添加しても良い。

　本発明において、種々の低原子価鉄化合物が重合触媒として用いられる。低原子価鉄化合物としては、前述した低原子価鉄化合物（Ｅ）が好ましく用いられる。
＜繊維強化成形基材の製造方法＞
　次に、本発明の繊維強化成形基材の製造方法は、少なくとも以下の工程から構成される。

　工程(I)：連続した強化繊維基材（Ａ’）を引き出し、連続的に供給する
　工程(II)：該成分（Ａ’）にポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を複合化する
　工程(III)：該工程(II)で得られた複合体を加熱して、該成分（Ｂ）をポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）に転化させる
　工程(IV)：該工程(III)で得られた複合体を冷却して引き取る。

　さらに、本発明の繊維強化成形基材の製造方法は、前記工程(III)において、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）存在下で加熱することで重合させてポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）に転化させることを特徴とする。

　各工程は、オフラインで実施することもできるが、経済性、生産性の面から、工程(I)～(IV)をオンラインで実施することが好ましい。

　ここで、工程(I)～(IV)をオンラインで行うとは、工程(I)～(IV)の全てを同一の製造ラインにて連続的（例えば、図１２～１４参照）ないしは間欠的に行うことを意味する。

　各工程について、それぞれ説明する。
＜工程(I)＞
　工程(I)は、連続した強化繊維基材（Ａ’）を製造ラインに供給する工程である。ここで、経済性と生産性よく製造する目的から、連続的に供給することが重要となる。連続的とは、原料となる連続した強化繊維基材（Ａ’）を完全に切断せずに供給することを意味し、供給速度は一定であってもよいし、間欠的に供給と停止を繰り返してもよい。また、繊維強化成形基材の賦形性を高める目的で、連続した強化繊維基材（Ａ’）にスリット（切れ目）を入れるため、その一部を切断する工程を含んでもよい。また、連続した強化繊維基材とは、連続的に供給できる形態の強化繊維基材であることを意味する。

　また、工程(I)では、連続した強化繊維基材（Ａ’）を引き出し、所定の配列に配置する目的も含む。すなわち、供給される連続した強化繊維基材（Ａ’）は、ヤーン状であっても、一方向に引き揃えたシート状であっても、予め形状を付与したプリフォーム状であってもよい。具体的には、連続した強化繊維束をクリールにかけ、強化繊維束を引き出し、ローラーを通過させて製造ラインに供給する方法や、同様に複数の強化繊維束を一方向に配列させてシート状にして、さらにロールバーを通過させて製造ラインに供給する方法や、あらかじめ織物や不織布、マットの形態でロール状にした連続した強化繊維基材（Ａ’）をクリールにかけ、引き出し、ローラーを通過させて製造ラインに供給する方法などが挙げられる。ここで、高速での引き取りが可能であることから強化繊維束を用いた方法が好ましく用いられ、一度に大量の繊維強化成形基材を製造可能であることからロールを用いた方法が好ましく用いられる。

　また、所定の形状になるように配置された複数のロールバーを通過させて製造ラインに供給する方法などが例示できる。さらに、連続した強化繊維基材（Ａ’）が平面状に加工されている場合には、葛折りされた状態などから、直接に製造ラインに供給してもよい。なお、各種ローラーやロールバーに駆動装置を設けると、供給速度の調整などを行うことができ、生産管理の上でより好ましい。

　さらに、工程(I)では、連続した強化繊維基材（Ａ’）を５０～５００℃、好ましくは８０～４００℃、より好ましくは１００～３００℃に加熱する工程を含むことが、生産上、好ましい。連続した強化繊維基材（Ａ’）を加熱することで、工程(II)においてポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の連続した強化繊維基材（Ａ’）への定着性を向上させることができる。また、強化繊維束に付着している収束剤などを軟化させ開繊させることもできる。加熱の方法については、特に制限はなく、熱風や赤外線ヒーターによる非接触加熱、パイプヒーターや電磁誘導による接触加熱などの方法が例示できる。

　また、工程(I)において、例えば、連続した強化繊維基材（Ａ’）が強化繊維束や一方向配列基材である場合、開繊操作を含むことがより好ましい。開繊とは収束された強化繊維束を分繊させる操作であり、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の含浸性をさらに高める効果が期待できる。開繊により、強化繊維束の厚みは薄くなり、開繊前の強化繊維束の幅をｗ１（ｍｍ）、厚みをｔ１（μｍ）、開繊後の強化繊維束の幅をｗ２（ｍｍ）、厚みを２（μｍ）とした場合、開繊比＝（ｗ２／ｔ２）／（ｗ１／ｔ１）は２．０以上が好ましく、２．５以上がさらに好ましい。

　強化繊維束の開繊方法としては、特に制限はなく、例えば凹凸ロールを交互に通過させる方法、太鼓型ロールを使用する方法、軸方向振動に張力変動を加える方法、垂直に往復運動する２個の摩擦体による強化繊維束の張力を変動させる方法、強化繊維束にエアを吹き付ける方法を利用できる。
＜工程(II)＞
　工程(II)は、連続した強化繊維基材（Ａ’）にポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を複合化する工程である。複合化する方法は、特に制限はないが、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の形態により、以下[c1]～[c4]の４つの方法が好ましく例示できる。

　[c1]粒子状、繊維状、フレーク状からなる群から選択される少なくとも１種の形態のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を気相中で連続した強化繊維基材（Ａ’）と複合化する方法である。すなわち、粒子状、繊維状、フレーク状からなる群から選択される少なくとも１種の形態のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を気相に散布させ、該気相中に連続した強化繊維基材（Ａ’）を通過させるのである。具体的には、流動床などでポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）が散布された中に、連続した強化繊維基材（Ａ’）を通過させる方法や、連続した強化繊維基材（Ａ’）に直接ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を散布する方法や、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を荷電させ、連続した強化繊維基材（Ａ’）に静電的に付着させる方法などが挙げられる。

　[c2]粒子状、繊維状、フレーク状からなる群から選択される少なくとも１種の形態のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を液相中で連続した強化繊維基材（Ａ’）と複合化する方法である。すなわち、粒子状、繊維状、フレーク状からなる群から選択される少なくとも１種の形態のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を液相に分散または溶解させ、該液相中に連続した強化繊維基材（Ａ’）を通過させるのである。なお、ここでの分散とは、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）が二次凝集して１ｍｍ以上の粗大凝集体を形成することなく、後述する各形態での好ましいサイズの範囲内を維持することを意味する。かかるポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を液相に分散または溶解させる方法には、特に制限はなく、撹拌装置を用いる方法、振動装置を用いる方法、超音波発生装置を用いる方法、噴流装置を用いる方法などが例示できる。なお、分散状態もしくは溶解状態を維持する観点で、連続した強化繊維基材（Ａ’）を通過させる液相でも、これらの方法を用いることがより好ましい。

　ここで用いる液相とは、水もしくは有機溶媒が挙げられるが、経済性、生産性の観点から、純水または工業用水を用いることがより好ましい。また、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の分散を補助する目的で、アニオン性、カチオン性、非イオン性の各種界面活性剤を併用してもよい。界面活性剤の使用量は、特に制限はないが、０．０１～５重量％が好ましい範囲として例示できる。

　また、[c2]の方法において、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）のとりわけ好ましい形態は、エマルジョンまたはディスパージョンである。このときの分散性の観点から、平均粒径は０．０１～１００μｍが好ましく、０．０５～５０μｍがより好ましく、０．１～２０μｍがさらに好ましい。

　ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）が粒子状である場合、粒子の加工性と取扱性の観点から、その平均粒径は５０～３００μｍが好ましく、８０～２５０μｍがより好ましく、１００～２００μｍがさらに好ましい。また、繊維状である場合、同様に、平均繊維径は０．５～５０μｍが好ましく、１～３０μｍがより好ましく、５～２０μｍがさらに好ましい。平均繊維長は特に制限はないが、１～１０ｍｍが好ましい範囲として例示できる。また、フレーク状である場合、前記粒子状と同様の厚みを有し、厚みの５～１００倍の長さを有することが好ましい。

　なお、平均粒径は、レーザ回折／散乱式粒度分布測定装置などを用いて測定することができる。平均繊維径、平均繊維長やフレーク状の厚みや長さは光学顕微鏡を用いて容易に測定するこができる。なお、光学顕微鏡を用いて、平均繊維径、平均繊維長やフレーク状の厚みや長さの測定を行うに際し、２０～１００倍に拡大し、任意の４００点について測定した平均値を求めればよい。

　また、液相に有機溶媒を用いる場合、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の加熱による重合の阻害や、生成されるポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の分解や架橋など好ましくない副反応を実質的に引き起こさないものであれば特に制限はなく、例えば、Ｎ－メチル－２－ピロリドン、ジメチルホルムアミド、ジメチルスルホキシド、アセトン、メチルエチルケトン、ジエチルケトン、ジメチルエーテル、ジプロピルエーテル、テトラヒドロフラン、クロロホルム、塩化メチレン、トリクロロエチレン、２塩化エチレン、ジクロルエタン、テトラクロルエタン、クロルベンゼン、メタノール、エタノール、プロパノール、ブタノール、ペンタノール、エチレングリコール、プロピレングリコール、フェノール、クレゾール、ポリエチレングリコール、ベンゼン、トルエン、キシレンなどがあげられる。また、二酸化炭素、窒素、水等の無機化合物を超臨界流体状態として溶媒に用いることも可能である。これらの溶媒は１種類または２種類以上の混合物として使用することができる。

　具体的には、水槽中にポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）のエマルジョンやディスパージョンを供給し、該水槽中に連続した強化繊維基材（Ａ’）を通過させる方法や、さらに該水槽中に噴流を用いながら連続した強化繊維基材（Ａ’）を通過される方法や、連続した強化繊維基材（Ａ’）に直接、環式ポリアリーレンスルフィドのエマルジョンやディスパージョンを噴霧する方法などが挙げられる。

　さらに、[c2]の方法では、連続した強化繊維基材（Ａ’）を通過させた後、用いた水または有機溶媒を除去（脱液）することが、生産上、より好ましい。例えば、エアブロー、熱風乾燥、吸引濾過などの方法が例示できる。このとき、複合体の水または有機溶媒の脱液率は、特に制限はないが、５０～１００％が好ましく、７０～１００％がより好ましく、９０～１００％がさらに好ましい。また、脱液後の液相は、回収循環され、再利用されることが、生産上および環境上、とりわけ好ましい。ここで、脱液率は、脱液操作前後の複合体の質量差から容易に求めることができる。

　[c3]フィルム状、シート状、不織布状からなる群から選択される少なくとも１種の形態のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を、連続した強化繊維基材（Ａ’）に複合化する方法である。ここで、フィルム状とは平均厚みが２００μｍ以下の厚さのものを言い、シート状とは平均厚みが２００μｍを超えるものを言う。不織布状とは繊維シート状、ウェブ状で、繊維が一方向またはランダムに配向しており、交絡、融着、接着のいずれかによって繊維間が結合されたものを言う。なお、平均厚みは、シートもしくはフィルムを複数枚重ね、任意の１０点をノギスで測定し、得られた厚みを重ねた枚数で除することで求めることができる。

　具体的には、連続した強化繊維基材（Ａ’）をコンベアに移動させ、その片面または両面にフィルム状のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）をホットローラーで積層する方法や、不織布状のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）をパンチングで固定する方法や、連続した強化繊維基材（Ａ’）と不織布状のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）をエアジェットで絡合する方法などが例示できる。

　また、[c3]の方法では、経済性、生産性の観点から、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）がいずれの形態でもロール加工されていることが好ましい。ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）が単独でロール加工困難な場合、各形態に加工後に離型紙上に塗布して、ロール加工することが、好ましい方法の１つとして例示できる。

　[c4]ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を加熱溶融させて連続した強化繊維基材（Ａ’）に接するように供給する方法である。ここでの加熱溶融には、押出機、プランジャー、溶融バスなどの装置を用いることができるが、スクリュウ、ギアポンプなどの溶融したポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を移送する機能を具備していることが好ましい。

　具体的には、押出機を用いてポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を溶融させつつ、Ｔダイやスリットダイなどの金型ダイに供給し、該金型ダイ中に連続した強化繊維基材（Ａ’）を通過させる方法や、同様にギアポンプにて溶融バスに供給し、該溶融バス内で連続した強化繊維基材（Ａ’）をしごきながら通過させる方法や、プランジャーポンプで溶融させたポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）をキスコーターに供給し、連続した強化繊維基材（Ａ’）にポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の溶融物を塗布する方法や、同様に、加熱した回転ロールの上に溶融させたポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を供給し、このロール表面に連続した強化繊維基材（Ａ’）を通過させる方法が例示できる。

　また、方法[c4]において、加熱溶融する温度は、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の重合反応をなるべく起こさないように設定するのが好ましい。加熱溶融する際の温度は１８０～２７０℃、好ましくは１９０～２６０℃、より好ましくは２００℃～２５０℃である。１８０℃より低い温度で加熱した場合、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）が溶融しない、あるいは溶融に長時間を要する傾向があり望ましくない。２７０℃より高温で加熱した場合は、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の重合が急速に進み、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の生成による粘度上昇が起こる場合がある。

　さらに、工程(II)では、連続した強化繊維基材（Ａ’）とポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）からなる複合体を、好ましくは１００～３００℃に、より好ましくは１５０～２７０℃、さらに好ましくは１８０～２５０℃に加熱する工程を含むことが好ましい。この加熱工程により、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）が軟化もしくは溶融し、連続した強化繊維基材（Ａ’）により強固に定着でき、生産性を高めるのに有利である。また、加熱工程と同時に、または直後に加圧力を付与することで、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）が連続した強化繊維基材（Ａ’）に含浸する効果が得られ、とりわけ好ましい。このときの加圧力は、生産性の観点から、０．１～５ＭＰａが好ましく、０．３～４ＭＰａがより好ましく、０．５～３ＭＰａがさらに好ましい。

　具体的には、加熱したチャンバー内に複数の加圧ローラーを配置し複合体を通過させる方法や、同様にカレンダーロールを上下に配置し複合体を通過させる方法や、ホットローラーを用いて加熱と加圧を同時に行う方法が例示できる。
＜工程(III)＞
　工程(III)は、前記工程(II)で得られた、連続した強化繊維基材（Ａ’）とポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）からなる複合体を加熱して、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）をポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）に転化させる工程であり、特に、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）存在下で加熱することで重合させ、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）に転化させることが重要である。

　このときの加熱温度は１８０～３２０℃であり、好ましくは１９０～３００℃であり、より好ましくは２００℃～２６０℃である。１８０℃未満では、重合が十分に進行せずに低分子量のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を過剰に含み、成形性に劣る繊維強化成形基材が得られる場合や、重合を完結させるのに過剰な時間がかかり生産性を損なう場合がある。０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）の存在下で加熱することにより、前記温度範囲において、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）をポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）に容易に転化させることができる。

　工程(III)での重合が完結するまでの反応時間は、短いほど、工程長を短くすることができたり、または引き取り速度を高めることができたりするなど、生産性、経済性に優れるため好ましい。反応時間としては６０分以下が好ましく、１０分以下がより好ましく、３分以下がさらに好ましい。反応時間の下限については、特に制限はなく、０．０５分以上が例示できる。

　また、工程(III)では、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の重合において、架橋反応や分解反応などの好ましくない副反応の発生を抑制する観点から、非酸化性雰囲気下で加熱することが好ましい。ここで、非酸化性雰囲気とは酸素濃度が５体積％以下、好ましくは２体積％以下、さらに好ましくは酸素を含有しない雰囲気、すなわち、窒素、ヘリウム、アルゴンなどの不活性ガス雰囲気であることを指し、この中でも特に経済性および取り扱いの容易さの面から、窒素雰囲気が好ましい。

　同様に、工程(III)では、０．１～５０ｋＰａの減圧下で加熱することが好ましい。ここでは、反応系内の雰囲気を一度、非酸化性雰囲気としてから、減圧条件に調整することがより好ましい。ここでの減圧下とは、反応系内が大気圧よりも低いことを指し、より好ましくは０．１～５０ｋＰａであり、０．１～１０ｋＰａがさらに好ましい。

　さらに、工程(III)では、加熱させると同時に、または加熱させた後に加圧力を付与することで、連続した強化繊維基材（Ａ’）へのポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）およびポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の含浸をより高めることができるため好ましい。ここでの加圧力としては、含浸性と生産性のバランスの観点から、０．５～１０ＭＰａが好ましく、１～８ＭＰａがより好ましく、２～６ＭＰａがさらに好ましい。

　具体的には、窒素置換された系内で、ダブルベルトプレスにより上下から加圧力を付与しながら複合体を通過させる方法や、窒素置換された加熱炉内で、複数配置されたカレンダーロールに複合体を加圧しながら通過させる方法や、複合体を高温のプレス型に配置し、プレス型間を密封して加圧すると同時に型内を窒素置換、そして減圧条件として重合完了後にプレス型間を開放して複合体を引き抜く方法が例示できる。また、これらの装置は、含浸性を向上させる目的で、組み合わせて使用しても良く、長さを稼ぐ目的でライン方向を葛折り状にしても良く、また装置を通過した複合体を折り返して使用し、複数回同じ装置をループさせても良い。
＜工程(IV)＞
　工程(IV)は該工程(III)で得られた複合体を冷却し、引き取る工程である。冷却する方法は、特に制限はなく、エアを噴射して冷却する方法や、冷却水を噴霧する方法や、冷却バスを通過させる方法や、冷却板の上を通過させる方法などが使用できる。

　工程(IV)での引き取り速度は、繊維強化成形基材の製造がオンラインであった場合、工程速度に直接影響するため、経済性、生産性の観点から高いほど好ましい。引き取り速度としては、１～１００ｍ／分が好ましく、５～１００ｍ／分がより好ましく、１０～１００ｍ／分がさらに好ましい。

　具体的には、ニップローラーで引き出す方法や、ドラムワインダーで巻き取る方法や、固定治具で基材を把持して治具ごと引き取る方法が例示できる。また、引き取る際に、基材をスリッターに通して一部を切断してもよいし、ギロチンカッターなどで所定の長さにシート加工してもよいし、ストランドカッターなどで一定長に切断してもよいし、ロール形状のままとしてもよい。

　なお、繊維強化成形基材の製造方法には、その効果を損なわない範囲内で、他の工程を組み合わせることができる。例えば、電子線照射工程、プラズマ処理工程、強磁場付与工程、表皮材積層工程、保護フィルムの貼付工程、アフターキュア工程などが挙げられる。

　本発明の製造方法で得られる繊維強化成形基材は、成形性と得られる成形品の力学特性のバランスから、繊維強化成形基材を１００質量％とした際の、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の割合は好ましくは１０～９０質量％、より好ましくは２０～８０質量％、さらに好ましくは３０～７０質量％、である。１０質量％より小さいと、繊維強化成形基材の製造中に強化繊維の毛羽立ちが生じ易くなる場合がある。９０質量％より大きいと、得られる成形品において強化繊維による補強効果が十分でない場合がある。

　これらの割合は、連続した強化繊維基材（Ａ’）と、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の供給量を制御することで容易に実施できる。例えば、連続した強化繊維基材（Ａ’）の供給量は、工程(IV)での引き取り速度で調整することができ、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の供給量は、工程(II)で定量フィーダーなどを用いて供給量を調整することができる。

　また、本発明の製造方法では、繊維強化成形基材の用法や目的に応じて、含浸率の異なった基材を製造することができる。たとえば、より含浸性を高めたプリプレグや、半含浸でのセミプレグ、含浸性の低いファブリックなどである。一般的に、含浸性の高い基材ほど、短時間成形には有効であるが、曲面形状などへの賦形性が問題となる場合がある。

　従って、本発明の製造方法で得られる繊維強化成形基材の、第１の好ましい態様は、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の含浸率が５０％以上、１００％以下である成形基材である。これは、より単純な平面形状の成形品を生産性よく製造する観点で優れている。

　また、本発明の製造方法で得られる繊維強化成形基材の、第２の好ましい態様は、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の含浸率が２０％以上、５０％未満である成形基材である。これは、ある程度の曲面に賦形でき、成形時の生産性の低下を最小限に抑える観点で優れている。

　また、本発明の製造方法で得られる繊維強化成形基材の、第３の好ましい態様は、ポリアリーレンスルフィドの含浸率が０％より大きく、２０％未満である成形基材である。これは、より複雑な形状の成形品を製造したり、完全な含浸を必要としない成形品を製造する観点で優れている。

　なお、ここで言う含浸率とは、繊維強化成形基材の断面を、光学顕微鏡を用いて観察し、含浸しているポリアリーレンスルフィドの面積を、該面積とボイド（空隙）の面積の合計で除した割合（％）で表される。

　なお、光学顕微鏡を用いて、それぞれの面積の測定を行うに際し、２０～１００倍に拡大し、任意の２０個の像について測定した平均値を求めればよい。

　含浸率を制御する方法としては、工程(II)でのポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を複合化する際の温度や加圧力、工程(III)でのポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）をポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）に重合させる際の温度や加圧力などが例示できる。通常、前記温度や加圧力が高いほど、含浸率を高める効果がある。また、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の形態がより微細化するほど含浸性を高めることができる。

　本発明で得られる繊維強化成形基材は、オートクレーブ成形、プレス成形、フィラメントワインディング成形、スタンピング成形、射出成形、トランスファー成形などの生産性に優れた成形方法に適用でき、熱可塑性樹脂をマトリックス樹脂としているため短時間の成形が可能である。また、インサート成形、アウトサート成形などの一体化成形も容易に実施できる。さらに、成形後にも加熱による矯正処置や、熱溶着、振動溶着、超音波溶着などの生産性に優れた接着工法を活用することもできる。得られる成形品は、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の特性を反映して、耐熱性、耐薬品性、力学特性、難燃性に優れ、種々の用途に展開できる。

　例えば、自動車関連部品、部材および外板、ランディングギアポッド、ウィングレット、スポイラー、エッジ、ラダー、フェイリング、リブなどの航空機関連部品、部材および外板、パソコン、ディスプレー、携帯電話、携帯情報端末などの電気または電子機器、ＯＡ機器の筐体、部材、各種ラケット、ゴルフクラブシャフト、ヨット、ボード、スキー用品、釣り竿などのスポーツ関連部品、部材、ロッド、パネル、フロア、継ぎ手、ヒンジ、ギアなどの工業資材および人工衛星関連部品など幅広い用途に有用である。

　本明細書は、本願発明の優先権の基礎である特願２００１―００５７３１、特願２００１－００５７３２、特願２０１１－００５７３３および特願２００１－００５７３４の明細書及び／又は図面に記載された内容を包含する。

　以下に実施例を示し、本発明をさらに具体的に説明する。

　本発明に使用した評価方法を下記する。
（１）融点測定
　ＪＩＳ　Ｋ　７１２１（１９８７）に準拠し、ＤＳＣシステムＴＡ３０００（メトラー社製）を用い、昇温速度１０℃／分で測定し、融解ピーク温度を融点とした。
（２）成形材料を用いて得られた成形品に含まれる強化繊維の平均繊維長
　成形品の一部を切り出し、３００℃で加熱プレスし、３０μｍ厚のフィルムを得た。得られたフィルムを光学顕微鏡にて１５０倍に拡大観察し、フィルム内で分散した繊維を観察した。その長さを１μｍ単位まで測定して、次式により重量平均繊維長（Ｌｗ）および数平均繊維長（Ｌｎ）を求めた。

　　　重量平均繊維長（Ｌｗ）＝Σ（Ｌｉ×Ｗｉ／１００）
　　　数平均繊維長（Ｌｎ）＝（ΣＬｉ）／Ｎtotal
　　　Ｌｉ：測定した繊維長さ（ｉ＝１、２、３、・・・、ｎ）
　　　Ｗｉ：繊維長さＬｉの繊維の重量分率（ｉ＝１、２、３、・・・、ｎ）
　　　Ｎtotal：繊維長さを測定した総本数。
（３）成形材料を用いて得られた成形品の密度
　ＪＩＳ　Ｋ　７１１２（１９９９）の５に記載のＡ法（水中置換法）に準拠し測定した。成形品から１ｃｍ×１ｃｍの試験片を切り出し、耐熱性ガラス容器に投入し、この容器を８０℃の温度で１２時間真空乾燥し、吸湿しないようにデシケーターで室温まで冷却した。浸漬液にはエタノールを用いた。
（４）成形材料および繊維強化成形基材を用いて得られた成形品の曲げ試験
　ＡＳＴＭ　Ｄ　７９０（１９９７）に準拠し、３点曲げ試験冶具（圧子１０ｍｍ、支点４ｍｍ）を用いて支持スパンを１００ｍｍに設定し、クロスヘッド速度２．８ｍｍ／分の試験条件にて曲げ強度および曲げ弾性率を測定した。試験機として、"インストロン"（登録商標）万能試験機４２０１型（インストロン社製）を用いた。
（５）成形材料を用いて得られた成形品のアイゾット衝撃試験
　ＡＳＴＭ　Ｄ　２５６（１９９３）に準拠し、モールドノッチ付きアイゾット衝撃試験を行った。用いた試験片の厚みは３．２ｍｍ、試験片の水分率０．１重量％以下において、アイゾット衝撃強度（Ｊ／ｍ）を測定した。
（６）ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の平均分子量
　ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の平均分子量は、ゲルパーミレーションクロマトグラフィー（ＧＰＣ）を用いて、ポリスチレン換算の重量平均分子量（Ｍｗ）および数平均分子量（Ｍｎ）を算出した。また、該分子量を用いて、分散度（Ｍｗ／Ｍｎ）を算出した。ＧＰＣの測定条件を以下に示す。

　装置：センシュー科学　ＳＳＣ－７１００（カラム名：センシュー科学　ＧＰＣ３５０６）
　溶離液：１－クロロナフタレン、流量：１．０ｍＬ／ｍｉｎ
　カラム温度：２１０℃、検出器温度：２１０℃。

　また、成形品中のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量は、成形品のＧＰＣ測定と、その成形品に用いたものと同種の熱可塑性樹脂（Ｃ）のＧＰＣ測定を個別に実施し、成型品のＧＰＣチャートから、熱可塑性樹脂（Ｃ）のＧＰＣチャート分のピークを除外して求めた。評価結果は、以下の２段階で評価し、good以上が合格である。

　good：ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の分子量が１０，０００以上である。

　bad：ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の分子量が１０，０００未満である。
（７）ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率
　ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）への転化率の算出は、高速液体クロマトグラフィー（ＨＰＬＣ）を用いて下記方法で行った。

　ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）１０ｍｇを２５０℃で１－クロロナフタレン約５ｇに溶解させる方法、あるいは成形品５０ｍｇを２５０℃で１－クロロナフタレン約２５ｇに溶解させる方法により、得られた溶液を、室温に冷却すると沈殿が生成した。孔径０．４５μｍのメンブランフィルターを用いて１－クロロナフタレン不溶成分を濾過し、１－クロロナフタレン可溶成分を得た。得られた可溶成分のＨＰＬＣ測定により、未反応の環式ポリアリーレンスルフィドを定量し、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）への転化率を算出した。ＨＰＬＣの測定条件を以下に示す。

　装置：島津株式会社製　ＬＣ－１０Ａｖｐシリーズ
　カラム：Ｍｉｇｈｔｙｓｉｌ　ＲＰ－１８　ＧＰ１５０－４．６（５μｍ）
　検出器：フォトダイオードアレイ検出器（ＵＶ＝２７０ｎｍ）。

　評価結果は、以下の４段階で評価し、fair以上が合格である。

　excellent：ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率が９０％以上である。

　good：ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率が８０％以上、９０％未満である。

　fair：ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率が７０％以上、８０％未満である。

　bad：ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率が７０％未満である。
（８）ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の加熱による重量減少
　熱重量分析機（パーキンエルマー社製ＴＧＡ７）を用いて、下記条件にて重量減少率の測定を行った。なお、試料は２ｍｍ以下の細粒物を用いた。

　測定雰囲気：窒素（純度：９９．９９％以上）気流下
　試料仕込み重量：約１０ｍｇ
　測定条件：
　（ａ）プログラム温度５０℃で１分保持
　（ｂ）プログラム温度５０℃から４００℃まで昇温。この際の昇温速度２０℃／分。

　重量減少率△Ｗｒは（ｂ）の昇温において、１００℃時の試料重量を基準として、３３０℃到達時の試料重量から前述の式(i)を用いて算出した。

　（９）成形材料を用いて射出成形した時の分解ガスによる設備汚染評価
　所定温度によって射出成形を実施する際の設備汚染について、射出成形機からの異臭の発生状況と、金型表面の汚れの目視観察により判定した。成形品形状は、幅１５０ｍｍ×長さ１５０ｍｍ×厚み１．２ｍｍの薄肉平板成形品とし、測定は２０サンプルについて行った。判定基準は、以下の４段階で評価し、fair以上が合格である。

　good：異臭の発生は無く、金型表面にも汚れが見られない。

　fair：異臭の発生は無いが、金型表面に汚れが少量確認される。

　bad：異臭が発生する。また金型表面に汚れが少量確認される。

　worse：異臭が発生する。また金型表面に汚れが確認される。
（１０）ポリアリーレンスルフィドの粉末の平均粒径
　平均粒径はレーザ回折式粒度分布測定装置　ＬＭＳ－２４（セイシン（株）製）を用いて測定した。
（１１）繊維強化成形基材の目付
　繊維強化成形基材から５０ｍｍ×５０ｍｍのシートを切り出し、その重量Ｗ（ｇ）を測定した。基材目付は、Ｗ×４００（ｇ／ｍ^２）で算出することができる。
（１２）繊維強化成形基材の含浸率
　本発明での含浸率とは、繊維強化成形基材の連続した強化繊維基材（Ａ’）内部へ樹脂が含浸している度合いを表したものである。本発明においては、得られた繊維強化成形基材を切断し、その断面を幅方向に約１０ｍｍを光学顕微鏡を用いて観察する。このとき、強化繊維束の断面（円もしくは楕円）と、樹脂部分、および空隙が確認できる。このうち、連続した強化繊維基材（Ａ’）の最外層を形成する繊維同士を結んだ領域が連続した強化繊維基材（Ａ’）の内部であり、この領域内にある樹脂部分の面積を、該面積と空隙の面積の合計で除して含浸率（％）を求めた。なお、面積の測定は画像ソフトにおいて、樹脂部分と、空隙とをコントラストをつけて二元化し解析した。
（１３）繊維強化成形基材の生産性の評価
　所定の製造方法によって繊維強化成形基材を製造する際において、繊維強化成形基材の生産性の良さを、プロセス速度、プロセス温度、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率などから判定した。判定基準は、以下の４段階で評価し、fair以上が合格である。

　good：連続的に供給、工程(III)の温度が３２０℃以下であり、転化率が７０％以上である。

　fair：間欠的に供給、工程(III)の温度が３２０℃以下であり、転化率が７０％以上である。

　bad：連続的に供給、工程(III)の温度が３２０℃より大きく、転化率が７０％以上である。

　worse：間欠的に供給、工程(III)の温度が３２０℃より大きく、転化率が７０％未満である。
（１４）＜Ｘ線吸収微細構造（ＸＡＦＳ）の測定
　鉄化合物のＸ線吸収微細構造の測定は下記条件で行った。

　実験施設：高エネルギー加速器研究機構　放射光科学研究施設
　分光器：Ｓｉ（１１１）２結晶分光器
　ミラー：集光ミラー
　吸収端：Ｆｅ　Ｋ (７，１１３ｅＶ) 吸収端
　使用検出器：イオンチャンバー及びライトル検出器。
（参考例１）
　＜ポリフェニレンスルフィドプレポリマーの調製＞
　撹拌機付きの１，０００リットルオートクレーブに、４７．５％水硫化ナトリウム１１８ｋｇ（１，０００モル）、９６％水酸化ナトリウム４２．３ｋｇ（１０１４モル）、Ｎ－メチル－２－ピロリドン（以下、ＮＭＰと略する場合もある）を１６３ｋｇ（１，６４６モル）、酢酸ナトリウム２４．６ｋｇ（３００モル）、及びイオン交換水１５０ｋｇを仕込み、常圧で窒素を通じながら２４０℃まで３時間かけて徐々に加熱し、精留塔を介して水２１１ｋｇおよびＮＭＰ４ｋｇを留出した後、反応容器を１６０℃に冷却した。なお、この脱液操作の間に仕込んだイオウ成分１モル当たり０．０２モルの硫化水素が系外に飛散した。

　次に、ｐ－ジクロロベンゼン１４７ｋｇ（１，００４モル）、ＮＭＰ１２９ｋｇ（１，３００モル）を加え、反応容器を窒素ガス下に密封した。２４０ｒｐｍで撹拌しながら、０．６℃／分の速度で２７０℃まで昇温し、この温度で１４０分保持した。水を１８ｋｇ（１，０００モル）を１５分かけて圧入しながら２５０℃まで１．３℃／分の速度で冷却した。その後２２０℃まで０．４℃／分の速度で冷却してから、室温近傍まで急冷し、スラリー（Ｓａ）を得た。このスラリー（Ｓａ）を３７６ｋｇのＮＭＰで希釈しスラリー（Ｓｂ）を得た。

　８０℃に加熱したスラリー（Ｓｂ）１４．３ｋｇをふるい（８０mesh、目開き０．１７５ｍｍ）で濾別し、粗ＰＰＳ樹脂とスラリー（Ｓｃ）を１０ｋｇ得た。スラリー（Ｓｃ）をロータリーエバポレーターに仕込み、窒素で置換後、減圧下１００～１６０℃で１．５時間処理した後、真空乾燥機で１６０℃、１時間処理した。得られた固形物中のＮＭＰ量は３重量％であった。

　この固形物にイオン交換水１２ｋｇ（スラリー（Ｓｃ）の１．２倍量）を加えた後、７０℃で３０分撹拌して再スラリー化した。このスラリーを目開き１０～１６μｍのガラスフィルターで吸引濾過した。得られた白色ケークにイオン交換水１２ｋｇを加えて７０℃で３０分撹拌して再スラリー化し、同様に吸引濾過後、７０℃で５時間真空乾燥してポリフェニレンスルフィドオリゴマー１００ｇを得た。ポリフェニレンスルフィドプレポリマーが所定量に達するまで上記操作を繰り返した。

　得られたポリフェニレンスルフィドオリゴマーを４ｇ分取してクロロホルム１２０ｇで３時間ソックスレー抽出した。得られた抽出液からクロロホルムを留去して得られた固体に再度クロロホルム２０ｇを加え、室温で溶解しスラリー状の混合液を得た。これをメタノール２５０ｇに撹拌しながらゆっくりと滴下し、沈殿物を目開き１０～１６μｍのガラスフィルターで吸引濾過し、得られた白色ケークを７０℃で３時間真空乾燥して白色粉末を得た。

　この白色粉末の重量平均分子量は９００であった。この白色粉末の赤外分光分析における吸収スペクトルより、白色粉末はポリフェニレンスルフィドプレポリマーであることが判明した。また、示差走査型熱量計を用いてこの白色粉末の熱的特性を分析した結果（昇温速度４０℃／分）、約２００～２６０℃にブロードな吸熱を示し、ピーク温度は２１５℃であることがわかった。

　また高速液体クロマトグラフィーより成分分割した成分のマススペクトル分析、さらにＭＡＬＤＩ－ＴＯＦ－ＭＳによる分子量情報より、この白色粉末は繰り返し単位数４～１１の環式ポリフェニレンスルフィド及び繰り返し単位数２～１１の直鎖状ポリフェニレンスルフィドからなる混合物であり、環式ポリフェニレンスルフィドと直鎖状ポリフェニレンスルフィドの重量比は９：１であることがわかった。

　得られたポリフェニレンスルフィドプレポリマーを凍結粉砕し、メッシュによる機械的分級を行い平均粒径１２０μｍとした。同様に、０価遷移金属化合物（Ｄ）の粒子を得て、これらを所定の割合で機械的に混合することで粒子（Ｐ）を得た。

　ポリフェニレンスルフィドプレポリマーを溶解させ、０価遷移金属化合物（Ｄ）を溶解または分散させる所定の溶媒を選択し、ポリフェニレンスルフィドプレポリマーと０価遷移金属化合物（Ｄ）とからなる溶液を得た。得られた溶液から溶媒を除去し、ポリフェニレンスルフィドプレポリマーと０価遷移金属化合物（Ｄ）からなる粒子（Ｐ’）を得た。この粒子（Ｐ’）を、界面活性剤を０．０３質量％含んだ工業用水に混合し、高圧モホジナイザーにて強制攪拌し、平均粒径８μｍ、固形分濃度１０％のディスパージョン（Ｌ）を作製した。

　ポリフェニレンスルフィドプレポリマーおよび０価遷移金属化合物（Ｄ）を混合し、さらに１８０～２７０℃で加熱して、溶融物を得た。得られた溶融物を、ナイフコーターを使用して離型紙上に所定の厚みに塗布し、目付２５ｇ／ｍ^２のフィルム（Ｆ）を作製した。
（参考例２）
　＜ポリフェニレンスルフィドプレポリマー１の調製＞
　撹拌機付きのオートクレーブに、４７．５％水硫化ナトリウム１６．５４ｋｇ（１４０モル）、９６％水酸化ナトリウム５．９２ｋｇ（１４２モル）、Ｎ－メチル－２－ピロリドン（以下ＮＭＰと略する場合もある）を２２．８８ｋｇ（２３２モル）、酢酸ナトリウム３．４４ｋｇ（４２モル）、及びイオン交換水２１ｋｇを仕込み、常圧で窒素を通じながら約２４０℃まで約３時間かけて徐々に加熱し、精留塔を介して水３０ｋｇおよびＮＭＰ５５０ｇを留出した後、反応容器を１６０℃に冷却した。なお、この脱液操作の間に仕込んだイオウ成分１モル当たり０．０２モルの硫化水素が系外に飛散した。

　次に、ｐ－ジクロロベンゼン２０．６ｋｇ（１４０．６モル）、ＮＭＰ１８ｋｇ（１８２モル）を加え、反応容器を窒素ガス下に密封した。２４０ｒｐｍで撹拌しながら、０．６℃／分の速度で２７０℃まで昇温し、この温度で１４０分保持した。水を２．５２ｋｇ（１０５モル）を１５分かけて圧入しながら２５０℃まで１．３℃／分の速度で冷却した。その後２２０℃まで０．４℃／分の速度で冷却してから、室温近傍まで急冷し、スラリー（Ｓａ）８０ｋｇを得た。このスラリー（Ｓａ）を５２ｋｇのＮＭＰで希釈しスラリー（Ｓｂ）を得た。
８０℃に加熱したスラリー（Ｓｂ）１３２ｋｇをふるい（８０mesh、目開き０．１７５ｍｍ）で濾別し、粗ＰＰＳ樹脂とスラリー（Ｓｃ）を１００ｋｇ得た。スラリー（Ｓｃ）をロータリーエバポレーターに仕込み、窒素で置換後、減圧下１００～１６０℃で１．５時間処理した後、真空乾燥機で１６０℃、１時間処理した。得られた固形物中のＮＭＰ量は３重量％であった。
この固形物にイオン交換水１２０ｋｇ（スラリー（Ｓｃ）の１．２倍量）を加えた後、７０℃で３０分撹拌して再スラリー化した。このスラリーを目開き１０～１６μｍのガラスフィルターで吸引濾過した。得られた白色ケークにイオン交換水１２０ｋｇを加えて７０℃で３０分撹拌して再スラリー化し、同様に吸引濾過後、７０℃で５時間真空乾燥してポリフェニレンスルフィドオリゴマー１．２ｋｇを得た。

　得られたポリフェニレンスルフィドオリゴマーをさらにクロロホルム３６ｋｇで３時間ソックスレー抽出した。得られた抽出液からクロロホルムを留去して得られた固体に再度クロロホルム６ｋｇを加え、室温で溶解しスラリー状の混合液を得た。これをメタノール７５ｋｇに撹拌しながらゆっくりと滴下し、沈殿物を目開き１０～１６μｍのガラスフィルターで吸引濾過し、得られた白色ケークを７０℃で３時間真空乾燥して白色粉末３６０ｇを得た。

　この白色粉末の重量平均分子量は９００であった。この白色粉末の赤外分光分析における吸収スペクトルより、白色粉末はポリフェニレンスルフィドであることが判明した。また、示差走査型熱量計を用いてこの白色粉末の熱的特性を分析した結果（昇温速度４０℃／分）、約２００～２６０℃にブロードな吸熱を示し、ピーク温度は約２１５℃であることがわかった。

　また高速液体クロマトグラフィーより成分分割した成分のマススペクトル分析、更にＭＡＬＤＩ－ＴＯＦ－ＭＳによる分子量情報より、この白色粉末は繰り返し単位数４～１１の環式ポリフェニレンスルフィド及び繰り返し単位数２～１１の線状ポリフェニレンスルフィドからなる混合物であり、環式ポリフェニレンスルフィドと線状ポリフェニレンスルフィドの重量比は約９：１のポリフェニレンスルフィドプレポリマーであることがわかった。
（参考例３）
　＜ポリフェニレンスルフィドプレポリマー２の調製＞
　撹拌機付きのオートクレーブに、硫化ナトリウム９水和物１．８ｋｇ（７．５モル）、９６％水酸化ナトリウム１５．６ｇ（０．３７５モル）、ＮＭＰ７７．７ｋｇ（７７７モル）及びｐ－ジクロロベンゼン１．１３ｇ（７．６５モル）を仕込み、反応容器を窒素ガス下に密封した。

　２４０ｒｐｍで撹拌しながら、室温から２００℃まで約２時間かけて加熱後、１．０℃／分の速度で２２０℃まで昇温し、この温度で１０時間保持した。その後室温近傍まで冷却してスラリー（Ｓｄ）を得た。このスラリー（Ｓｄ）８０ｋｇを３２０ｋｇのイオン交換水で希釈し、７０℃で３０分攪拌したのち、平均ポアサイズ１０～１６μｍのガラスフィルターを用いて濾過した。得られた固形成分をイオン交換水８０ｋｇに分散させて７０℃で３０分攪拌したのち同様に濾過を行った。ついで固形成分を０．５％酢酸水溶液８０ｋｇに分散させて７０℃で３０分攪拌したのち同様に濾過を行った。得られた固形成分を再度イオン交換水８０ｋｇに分散させて７０℃で３０分攪拌したのち同様に濾過を行った。得られた含水ケークを真空乾燥機７０℃で一晩乾燥し、乾燥ケーク６００ｇを得た。

　このようにして得た乾燥ケーク６００ｇを分取して、テトラヒドロフラン１８ｋｇで３時間ソックスレー抽出した。得られた抽出液からテトラヒドロフランを留去した。このようにして得られた固体にアセトン１８ｋｇを加えて攪拌後、目開き１０～１６μｍのガラスフィルターで吸引濾過し白色ケークを得た。これを７０℃で３時間真空乾燥して白色粉末１５０ｇを得た。この白色粉末の赤外分光分析における吸収スペクトルより、白色粉末はポリフェニレンスルフィドであることが判明した。

　得られた白色粉末の高速液体クロマトグラフィー分析の結果から、この白色粉末は環式ポリフェニレンスルフィド及び線状ポリフェニレンスルフィドからなる混合物であり、環式ポリフェニレンスルフィドと線状ポリフェニレンスルフィドの重量比は約１：１．５、得られた白色粉末は環式ポリフェニレンスルフィドを約４０重量％、線状ポリフェニレンスルフィドを約６０重量％含むポリフェニレンスルフィドプレポリマーであることが判明した。なお、ＧＰＣ測定を行った結果、このポリフェニレンスルフィドプレポリマーの重量平均分子量は１，５００であった。
（参考例４）
　撹拌機付きのオートクレーブに、４７．５％水硫化ナトリウム８．２７ｋｇ（７０．０モル）、９６％水酸化ナトリウム２．９６ｋｇ（７１．０モル）、Ｎ－メチル－２－ピロリドン（ＮＭＰ）１１．４４ｋｇ（１１６モル）、酢酸ナトリウム１．７２ｋｇ（２１．０モル）、及びイオン交換水１０．５ｋｇを仕込み、常圧で窒素を通じながら約２４０℃まで約３時間かけて徐々に加熱し、精留塔を介して水１４．８ｋｇ及びＮＭＰ２８０ｇを留出した後、反応容器を１６０℃に冷却した。なお、この脱液操作の間に仕込んだイオウ成分１モル当たり０．０２モルの硫化水素が系外に飛散した。

　次に、ｐ－ジクロロベンゼン１０．３ｋｇ（７０．３モル）、ＮＭＰ９．００ｋｇ（９１．０モル）を加え、反応容器を窒素ガス下に密封した。２４０ｒｐｍで撹拌しながら、０．６℃／分の速度で２７０℃まで昇温し、この温度で１４０分保持した。水１．２６ｋｇ（７０モル）を１５分かけて圧入しながら２５０℃まで１．３℃／分の速度で冷却した。その後２２０℃まで０．４℃／分の速度で冷却してから、室温近傍まで急冷し、スラリー（Ｓａ）を得た。このスラリー（Ｓａ）を２０．０ｋｇのＮＭＰで希釈しスラリー（Ｓｂ）を得た。

　８０℃に加熱したスラリー（Ｓｂ）１０ｋｇをふるい（８０mesh、目開き０．１７５ｍｍ）で濾別し、メッシュオン成分としてスラリーを含んだ顆粒状ＰＰＳ樹脂を、濾液成分としてスラリー（Ｓｃ）を約７．５ｋｇ得た。

　得られたスラリー（Ｓｃ）１０００ｇをロータリーエバポレーターに仕込み、窒素で置換してから、減圧下１００～１５０℃で１．５時間処理した後に、真空乾燥機で１５０℃、１時間処理して固形物を得た。

　この固形物にイオン交換水１２００ｇ（スラリー（Ｓｃ）の１．２倍量）を加えた後、７０℃で３０分撹拌して再スラリー化した。ラジオライト＃８００Ｓ（昭和化学工業株式会社製）３ｇをイオン交換水１０ｇに分散させた分散液を目開き１０～１６μｍのガラスフィルターで吸引濾過することで、フィルター上にラジオライトを積層し、これを用いてスラリーを固液分離した。得られた褐色のケークにイオン交換水１２００ｇを加えて７０℃で３０分撹拌して再スラリー化し、同様に吸引濾過後、７０℃で５時間真空乾燥してポリフェニレンスルフィド混合物を１４．０ｇ得た。

　得られたポリフェニレンスルフィド混合物を１０ｇ分取し、溶剤としてクロロホルム２４０ｇを用いて、浴温約８０℃でソックスレー抽出法により５時間ポリフェニレンスルフィド混合物と溶剤を接触させ、抽出液を得た。得られた抽出液は室温で一部固形状成分を含むスラリー状であった。この抽出液スラリーからエバポレーターを用いて約２００ｇのクロロホルムを留去した後、これをメタノール５００ｇに撹拌しながら約１０分かけてゆっくりと滴下した。滴下終了後、約１５分間攪拌を継続した。沈殿物を目開き１０～１６μｍのガラスフィルターで吸引濾過して回収し、得られた白色ケークを７０℃で３時間真空乾燥して白色粉末を３．０ｇ得た。白色粉末の収率は用いたポリフェニレンスルフィド混合物に対して３１％であった。

　この白色粉末の重量平均分子量は９００であった。この白色粉末の赤外分光分析における吸収スペクトルより、白色粉末はフェニレンスルフィド単位からなる化合物であることを確認した。また、高速液体クロマトグラフィー（装置；島津社製ＬＣ－１０，カラム；Ｃ１８，検出器；フォトダイオードアレイ）より成分分割した成分のマススペクトル分析、更にＭＡＬＤＩ－ＴＯＦ－ＭＳによる分子量情報より、この白色粉末はｐ－フェニレンスルフィド単位を主要構成単位とし繰り返し単位数４～１２の環式化合物を重量分率で約９４％含むことがわかった。

　得られたポリフェニレンスルフィドプレポリマーを凍結粉砕し、メッシュによる機械的分級を行い平均粒径１２０μｍとした。同様に、低原子価鉄化合物（Ｅ）の粒子を得て、これらを所定の割合で機械的に混合することで粒子（Ｐ”）を得た。
（実施例１）
　参考例１で調製したポリフェニレンスルフィドプレポリマーに、０価遷移金属化合物（Ｄ）としてテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムを、ポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して０．５モル％となるよう添加し、２５０℃の溶融バス中で溶融させ、ギアポンプにてキスコーターに供給する。２６０℃に加熱されたロール上にキスコーターからポリフェニレンスルフィドプレポリマーを塗布し、被膜を形成した。

　このロール上に炭素繊維“トレカ”（登録商標）Ｔ７００Ｓ－２４Ｋ（東レ（株）製）を接触させながら通過させて、炭素繊維束の単位長さあたりに一定量のポリフェニレンスルフィドプレポリマーを付着した。

　ポリフェニレンスルフィドプレポリマーを付着した炭素繊維を、２６０℃に加熱されたベアリングで自由に回転する、一直線上に上下交互に配置された１０個のロール（φ５０ｍｍ）間に通過させ、成分（Ｂ）を成分（Ａ）に十分含浸した。

　続いて、成分（Ｃ）である“トレリナ”（登録商標）Ａ９００（東レ（株）製ポリフェニレンスルフィド樹脂、融点２７８℃）を３３０℃で単軸押出機にて溶融し、押出機の先端に取り付けたクロスヘッドダイ中に押し出すと同時に、得られた複合体も上記クロスヘッドダイ中に連続的に供給することによって、溶融した成分（Ｃ）を複合体に被覆した。このとき、強化繊維の含有率を２０重量％とするように成分（Ｃ）の量を調整した。

　上記記載の方法により得られたストランドを、冷却後、カッターにて７ｍｍの長さに切断して本発明の成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を得た。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。

　得られた長繊維ペレットは運搬による毛羽立ちもなく、良好な取扱性を示した。得られた長繊維ペレットを１５０℃、５時間以上真空下で乾燥させた。乾燥させた長繊維ペレットを、日本製鋼所（株）製Ｊ１５０ＥII－Ｐ型射出成形機を用いて、各試験片用の金型を用いて成形を行った。条件はいずれもシリンダー温度：３２０℃、金型温度：１５０℃、冷却時間３０秒とした。成形後、真空下で８０℃、１２時間の乾燥を行い、かつデシケーター中で室温、３時間保管した乾燥状態の試験片について評価を行った。評価結果を表１に記載した。
（実施例２）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）としてテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えてトリス（ジベンジリデンアセトン）ジパラジウムを用い、その添加量をポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して１モル％となるように変更した以外は、実施例１と同様の方法で、本発明の成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１に記載した。
（実施例３）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）としてテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えてビス[１，２－ビス（ジフェニルホスフィノ）エタン]パラジウムを用いた以外は、実施例１と同様の方法で、本発明の成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１に記載した。
（実施例４）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）としてテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えてポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して０．５モル％の酢酸パラジウムと、ポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して２モル％のトリフェニルホスフィンとを併用して系内で錯体を形成した以外は、実施例１と同様の方法で、本発明の成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１に記載した。
（実施例５）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）としてテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えてポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して０．５モル％の塩化パラジウムと、ポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して１モル％の１，２－ビス（ジフェニルホスフィノ）エタンとを併用して系内で錯体を形成した以外は、実施例１と同様の方法で、本発明の成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１に記載した。
（実施例６）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）としてテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えてテトラキス（トリフェニルホスフィン）ニッケルを用い、その添加量をポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して１モル％となるように変更した以外は、実施例１と同様の方法で、本発明の成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１に記載した。
（実施例７）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）としてテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えてポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して１モル％の塩化ニッケルと、ポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して２モル％の１，２－ビス（ジフェニルホスフィノ）エタンとを併用して系内で錯体を形成した以外は、実施例１と同様の方法で、本発明の成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１に記載した。
（比較例１）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）を含まない以外は、実施例１と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１に記載した。
（比較例２）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）の代わりにジフェニルスルフィドを用い、その添加量をポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して１モル％とし、炉内温度を２６０℃から３００℃となるように変更した以外は、実施例１と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを、実施例１と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１に記載した。
（比較例３）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）であるテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えて塩化パラジウムを用いた以外は、実施例１と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを、実施例１と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１に記載した。
（比較例４）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）であるテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えて塩化ニッケルを用い、その添加量をポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して１モル％とし、炉内温度を２６０℃から３００℃となるように変更した以外は、実施例１と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを、実施例１と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１に記載した。

　表１の実施例及び比較例より次のことが明らかである。実施例１～３、および６の成形材料を用いた成形品は、０価遷移金属化合物（Ｄ）を含むために、比較例１～４にくらべ、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量、およびポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率が高く、得られる成形品の力学特性において優位であることがわかる。また実施例４、５および７の成形材料を用いた成形品は、０価遷移金属化合物（Ｄ）を系内で形成するために、比較例１～４にくらべ、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量、およびポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率が高く、得られる成形品の力学特性において優位であることがわかる。
（実施例８）
　ポリフェニレンスルフィドプレポリマーの組成を、得られる成形材料全体の２０質量％とし、熱可塑性樹脂（Ｃ）の組成を、得られる成形材料全体の６０質量％となるように変更した以外は、実施例１と同様の方法で、本発明の成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表２に記載した。
（実施例９）
　ポリフェニレンスルフィドプレポリマーの組成を、得られる成形材料全体の３０質量％とし、熱可塑性樹脂（Ｃ）の組成を、得られる成形材料全体の５０質量％となるように変更した以外は、実施例１と同様の方法で、本発明の成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表２に記載した。
（比較例５）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）を含まない以外は、実施例８と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを用いて、実施例８と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表２に記載した。
（比較例６）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）を含まない以外は、実施例９と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを用いて、実施例９と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表２に記載した。

　表２の実施例及び比較例より次のことが明らかである。実施例８および９の成形材料を用いた成形品は、０価遷移金属化合物（Ｄ）を含むために、比較例５および６にくらべ、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量、およびポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率が高く、得られる成形品の力学特性において優位であることがわかる。特に実施例９が比較例６にくらべて力学特性が著しく高いことから、成形材料中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の組成比が大きい場合ほど、０価遷移金属化合物（Ｄ）の添加が、成形品の力学特性向上に顕著に影響することがわかる。
（実施例１０）
　熱可塑性樹脂（Ｃ）として、ポリフェニレンスルフィドに代えて、“アミラン”（登録商標）ＣＭ３００１（東レ（株）製ナイロン６６樹脂、融点２６５℃）を用い、成形材料製造時の熱可塑性樹脂（Ｃ）の押出温度を２８０℃とし、成形材料の射出成形温度を３００℃に変更した以外は実施例１と同様の方法で、本発明の成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表３に記載した。
（実施例１１）
　熱可塑性樹脂（Ｃ）として、ポリフェニレンスルフィドに代えて、“ウルテム”（登録商標）１０００Ｒ（日本ジーイープラスチックス（株）製ＰＥＩ樹脂、加重たわみ温度２００℃、非晶性樹脂）を用い、成形材料製造時の熱可塑性樹脂（Ｃ）の押出温度を３６０℃とし、成形材料の射出成形温度を３８０℃に変更した以外は実施例１と同様の方法で、本発明の成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表３に記載した。

　表３の実施例より次のことが明らかである。実施例１０および１１の成形材料を用いた成形品は、実施例１同様に容易に生産、成形することが可能であり、さらに０価遷移金属化合物（Ｄ）を含むために、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量、およびポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率が高く、得られる成形品の力学特性において優位であることがわかる。
（実施例１２）
　参考例１で調製したポリフェニレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）に、０価遷移金属化合物（Ｄ）としてテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムを、ポリフェニレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）中の硫黄原子に対して０．５モル％となるよう添加し、２５０℃の溶融バス中で溶融し溶融混合物を得た。得られた溶融混合物をギアポンプにてキスコーターに供給した。２５０℃に加熱されたロール上にキスコーターからポリフェニレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を塗布し、被膜を形成した。

　このロール上に炭素繊維“トレカ”（登録商標）Ｔ７００Ｓ－２４Ｋ（東レ（株）製）を接触させながら通過させて、炭素繊維束（Ａ）の単位長さあたりに一定量のポリフェニレンスルフィドプレポリマーを付着した。

　ポリフェニレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を付着した炭素繊維を、２６０℃に加熱された炉内へ供給し、ベアリングで自由に回転する、一直線上に上下交互に配置された１０個のロール（φ５０ｍｍ）間に通過させ、かつ葛折り状に炉内に設置された１０個のロールバー（φ２００ｍｍ）を複数回ループさせて通過させ、合計１０分間かけてポリフェニレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を炭素繊維束（Ａ）に十分に含浸しながらポリフェニレンスルフィド（Ｂ’）に転化した。次に、炉内から引き出し、エアを吹き付けて冷却した後、ドラムワインダーで巻き取って、連続した強化繊維束（Ａ）とポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）からなる複合体を得た。

　なお、巻き取った複合体から、１０ｍｍ長のストランドを１０本カットし、炭素繊維とポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を分離するために、ソックスレー抽出器を用い、１－クロロナフタレンを用いて、２１０℃で６時間還流を行い、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を分子量の測定に供した。得られたＰＰＳの重量平均分子量（Ｍｗ）は１９，７００、分散度（Ｍｗ／Ｍｎ）は１．９５であった。次に、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、９３％であった。

　続いて、成分（Ｃ）である“トレリナ”（登録商標）Ａ９００（東レ（株）製ＰＰＳ樹脂、融点２７８℃）を３３０℃で単軸押出機にて溶融し、押出機の先端に取り付けたクロスヘッドダイ中に押し出すと同時に、得られた複合体も上記クロスヘッドダイ中に連続的に供給することによって、溶融した成分（Ｃ）を複合体に被覆した。このとき、強化繊維の含有率を２０重量％とするように成分（Ｃ）の量を調整した。

　得られた長繊維ペレットは運搬による毛羽立ちもなく、良好な取扱性を示した。得られた長繊維ペレットを１５０℃、５時間以上真空下で乾燥させた。乾燥させた長繊維ペレットを、日本製鋼所（株）製Ｊ１５０ＥII－Ｐ型射出成形機を用いて、各試験片用の金型を用いて成形を行った。条件はいずれもシリンダー温度：３２０℃、金型温度：１５０℃、冷却時間３０秒とした。成形後、真空下で８０℃、１２時間の乾燥を行い、かつデシケーター中で室温、３時間保管した乾燥状態の試験片について評価を行った。評価結果を表４に記載した。
（実施例１３）
　炉内温度を３００℃とした以外は、実施例１２と同様の方法で、本発明の成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた複合体から、実施例１２と同様にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出し、各測定に供した。得られたポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量（Ｍｗ）は２４，８００、分散度（Ｍｗ／Ｍｎ）は２．３０であった。次に、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、９３％であった。

　また、得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１２と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表４に記載した。
（実施例１４）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）としてテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えてトリス（ジベンジリデンアセトン）ジパラジウムを用い、その添加量をポリフェニレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）中の硫黄原子に対して１モル％となるように変更した以外は、実施例１２と同様の方法で、本発明の成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた複合体から、実施例１２と同様にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出し、各測定に供した。得られたポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量（Ｍｗ）は４，９５００、分散度（Ｍｗ／Ｍｎ）は１．８３であった。次に、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、８１％であった。

　また、得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１２と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表４に記載した。
（実施例１５）
　炉内温度を３００℃とした以外は、実施例１４と同様の方法で、本発明の成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた複合体から、実施例１２と同様にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出し、各測定に供した。得られたポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量（Ｍｗ）は４４，１００、分散度（Ｍｗ／Ｍｎ）は１．８９であった。次に、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、８７％であった。

　また、得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１２と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表４に記載した。
（実施例１６）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）としてテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えてビス[１，２－ビス（ジフェニルホスフィノ）エタン]パラジウムを用いた以外は、実施例１２と同様の方法で、本発明の成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた複合体から、実施例１２と同様にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出し、各測定に供した。得られたポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量（Ｍｗ）は３１，９００、分散度（Ｍｗ／Ｍｎ）は２．１５であった。次に、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、９９％であった。

　また、得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１２と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表４に記載した。
（比較例７）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）を含まないとともに、ポリフェニレンスルフィド（Ｂ’）の含有量を１０重量％から３０重量％に、熱可塑性樹脂の含有量を７０重量％から５０重量％に変更になるよう、複合体におけるポリフェニレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の付着量、および複合体への成分（Ｃ）の被覆量を変更した以外は、実施例１２と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた複合体から、実施例１２と同様にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出し、各測定に供した。得られたポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、わずか２％であった。

　また、得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１２と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表４に記載した。
（比較例８）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）を含まない以外は、実施例１２と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた複合体から、実施例１２と同様にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出し、各測定に供した。得られたポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、わずか２％であった。

　また、得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１２と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表４に記載した。
（比較例９）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）を含まない以外は、実施例１３と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた複合体から、実施例１２と同様にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出し、各測定に供した。得られたポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、１２％であった。

　また、得られた長繊維ペレットを用いて、実施例１２と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表４に記載した。
（比較例１０）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）の代わりにジフェニルスルフィドを用いた以外は、実施例１３と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた複合体から、実施例１２と同様にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出し、各測定に供した。得られたポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量（Ｍｗ）は１４，７００、分散度（Ｍｗ／Ｍｎ）は１．３３であった。次に、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、１６％であった。

　また、得られた長繊維ペレットを、実施例１２と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表４に記載した。

　表４の実施例および比較例より次のことが明らかである。実施例１２～１６の長繊維ペレットは、０価の遷移金属触媒（Ｄ）を含むため、比較例７～９に比べ、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）への転化率が著しく高く、成形材料の取扱性に優れ、成形時の設備汚染がなく、得られる成形品の力学特性、外観品位に優れることがわかる。また、比較例７は転化率の小さいポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を多く含むため、力学特性に劣り、かつ成形時の設備汚染が特に大きい。また実施例１２～１６と比較例１０との比較により、０価の遷移金属触媒（Ｄ）によるポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の転化率への寄与が優位であることがわかる。
（実施例１７）
　参考例１で調製したポリフェニレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）に、０価遷移金属化合物（Ｄ）としてテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムを、ポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して１モル％となるよう添加し、２５０℃の溶融バス中で溶融し溶融混合物を得た。得られた溶融混合物をギアポンプにてキスコーターに供給した。２５０℃に加熱されたロール上にキスコーターからポリフェニレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を塗布し、被膜を形成した。

　このロール上に炭素繊維“トレカ”（登録商標）Ｔ７００Ｓ－２４Ｋ（東レ（株）製）を接触させながら通過させて、炭素繊維束の単位長さあたりに一定量のポリフェニレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を付着した。

　ポリフェニレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）が付着した炭素繊維を、３００℃に加熱された炉内へ供給し、ベアリングで自由に回転する、一直線上に上下交互に配置された１０個のロール（φ５０ｍｍ）間に通過させ、かつ葛折り状に炉内に設置された１０個のロールバー（φ２００ｍｍ）を複数回ループさせて通過させ、合計６０分間かけてポリフェニレンスルフィドプレポリマーを炭素繊維束に十分に含浸しながらポリフェニレンスルフィド（Ｂ’）に転化した。次に、炉内から引き出し、エアを吹き付けて冷却した後、ドラムワインダーで巻き取って、連続した強化繊維束（Ａ）とポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）からなる複合体を得た。

　なお、巻き取った複合体から、１０ｍｍ長のストランドを１０本カットし、炭素繊維とポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を分離するために、ソックスレー抽出器を用い、１－クロロナフタレンを用いて、２１０℃で６時間還流を行い、抽出したポリアリーレンスルフィドを分子量の測定に供した。得られたＰＰＳの重量平均分子量（Ｍｗ）は１７，８００、分散度（Ｍｗ／Ｍｎ）は２．１１であった。次に、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、９３％であった。次に、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量減少率△Ｗｒを測定したところ、０．１２％であった。

　続いて、成分（Ｃ）である“トレリナ”（登録商標）Ａ９００（東レ（株）製ＰＰＳ樹脂、融点２７８℃）を３３０℃で単軸押出機にて溶融させ、押出機の先端に取り付けたクロスヘッドダイ中に押し出すと同時に、得られた複合体も上記クロスヘッドダイ中に連続的に供給することによって、溶融した成分（Ｃ）を複合体に被覆した。このとき、強化繊維の含有率を２０重量％とするように成分（Ｃ）の量を調整した。

　得られた長繊維ペレットは運搬による毛羽立ちもなく、良好な取扱性を示した。得られた長繊維ペレットを１５０℃、５時間以上真空下で乾燥させた。乾燥させた長繊維ペレットを、日本製鋼所（株）製Ｊ１５０ＥII－Ｐ型射出成形機を用いて、各試験片用の金型を用いて成形を行った。条件はいずれもシリンダー温度：３２０℃、金型温度：１５０℃、冷却時間３０秒とした。成形後、真空下で８０℃、１２時間の乾燥を行い、かつデシケーター中で室温、３時間保管した乾燥状態の試験片について評価を行った。評価結果を表５に記載した。
（実施例１８）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）として、テトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えてトリス（ジベンジリデンアセトン）ジパラジウムを用いた以外は、実施例１７と同様の方法で、本発明の成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた複合体から、実施例１と同様にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出し、各測定に供した。得られたポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量（Ｍｗ）は４２，２００、分散度（Ｍｗ／Ｍｎ）は１．９であった。次に、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、９０％であった。次に、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量減少率△Ｗｒを測定したところ、０．０６％であった。

　また、得られた長繊維ペレットを、実施例１２と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表５に記載した。
（実施例１９）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）として、テトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えてテトラキス（トリフェニルホスフィン）ニッケルを用いた以外は、実施例１７と同様の方法で、本発明の成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた複合体から、実施例１２と同様にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出し、各測定に供した。得られたポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量（Ｍｗ）は４３，５００、分散度（Ｍｗ／Ｍｎ）は１．６９であった。次に、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、７２％であった。次に、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量減少率△Ｗｒを測定したところ、０．１９％であった。

　また、得られた長繊維ペレットを、実施例１２と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表５に記載した。
（比較例１１）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）を含まない以外は、実施例１７と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた複合体から、実施例１２と同様にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出し、各測定に供した。得られたポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量（Ｍｗ）は６２,３００、分散度（Ｍｗ／Ｍｎ）は１．７７であった。次に、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、５４％であった。

　また、得られた長繊維ペレットを、実施例１２と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表５に記載した。
（比較例１２）
　炉内温度を３４０℃とした以外は、比較例１１と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた複合体から、実施例１２と同様にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出し、各測定に供した。得られたポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量（Ｍｗ）は６８，２００、分散度（Ｍｗ／Ｍｎ）は２．０４であった。次に、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、９２％であった。

　また、得られた長繊維ペレットを、実施例１２と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表５に記載した。
（比較例１３）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）の代わりにジフェニルスルフィドを用いた以外は、実施例１７と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた複合体から、実施例１２と同様にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出し、各測定に供した。得られたポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量（Ｍｗ）は４９，９００、分散度（Ｍｗ／Ｍｎ）は１．７７であった。次に、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、６３％であった。

　また、得られた長繊維ペレットを、実施例１２と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表５に記載した。
（比較例１４）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）の代わりにチオフェノールナトリウム塩を用いた以外は、実施例１７と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた複合体から、実施例１２と同様にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出し、各測定に供した。得られたポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量（Ｍｗ）は２６，９００、分散度（Ｍｗ／Ｍｎ）は１．６８であった。次に、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、３５％であった。

　また、得られた長繊維ペレットを、実施例１２と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表５に記載した。
（参考例５）
　市販の“トレリナ”（登録商標）Ａ９００（東レ（株）製ＰＰＳ樹脂、融点２７８℃）を使用して、重量減少率△Ｗｒを測定したところ、０．２５％であった。

　表５の実施例および比較例より次のことが明らかである。実施例１７～１９で得た本発明の成形材料は、比較例１１、１３、および１４の成形材料に比べ、ポリフェニレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の転化率が高く、成形材料の取扱性に優れ、成形時の設備汚染がなく、得られる成形品の力学特性、外観品位に優れる。また、実施例１７および１８で得た本発明の成形材料は、比較例１２の成形材料に比べ、低い炉内温度で同等の転化率が達成可能であることがわかる。かかる効果は、０価の遷移金属化合物の有無によるものである。また、実施例１７～１９と参考例５を比較することにより、本発明で用いるポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）が分解ガスの発生を低減できることがわかる。
（１５）プリプレグの作製
　樹脂組成物を、２３０℃で溶融し、ナイフコーターを使用して２００℃で離型紙上に所定の厚みに塗布し、樹脂フィルムを作製した。

　次に、シート状に一方向に整列させた炭素繊維“トレカ”（登録商標）Ｔ７００Ｓ－２４Ｋ（東レ（株）製）に樹脂フィルム２枚を炭素繊維の両面から重ね、２３０℃に加熱したロールを用い、ロール圧力０．２ＭＰａで加圧して樹脂組成物を含浸し、表６に示した炭素繊維含有率の一方向プリプレグを作製した。
（１６）プリプレグの繊維重量含有率の測定
　作製したプリプレグを１０ｃｍ角に切り出し、１－クロロナフタレン１００ｍｌで２３０℃、３０分で樹脂組成物を溶解し、乾燥後、前後の重量比から繊維重量含有率を算出した。測定ｎ数は３とした。
（１７）プリプレグの含浸性評価
　（１５）で作製したプリプレグを１０ｃｍ角に切り出し、両面にガムテープを貼り付け、ガムテープを引き剥がした際に両側に炭素繊維が付着している部分を未含浸部分と判定し、その面積割合で３段階評価した。表には良好（未含浸部５％未満）を○、やや不良（未含浸部５％以上１０％未満）を△、含浸不良（未含浸部１０％以上）を×で表した。測定ｎ数は３とした。
（１８）繊維強化複合材料積層板の作製
　（１５）で作製した一方向プリプレグを繊維方向をそろえて、ＪＩＳ　Ｋ　７０７４－１９８８の曲げ試験方法およびＪＩＳ　Ｋ　７０７８－１９９１の層間せん断試験方法の試験片を切り出すために、厚さ２±０．４ｍｍおよび厚さ３±０．４ｍｍに積層した後、プレス成形機を用いて、成形圧力１ＭＰａ、表６に示した成形温度および成形時間で、加熱加圧して、積層板を得た。
（１９）曲げ強度試験
　（１８）で作製した積層板からＪＩＳ　Ｋ　７０７４－１９８８で規定されたサイズに、試験片を繊維軸方向を長辺として切り出し、３点曲げ試験を行い、０°曲げ強度を算出した。
（２０）層間剪断強度試験
（１８）で作製した積層板からＪＩＳ　Ｋ　７０７８－１９９１で規定されたサイズに、試験片を、繊維軸方向を長辺として切り出し、層間剪断試験を行い、層間剪断強度を算出した。
（２１）ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率
　ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）への転化率の算出は、高速液体クロマトグラフィー（ＨＰＬＣ）を用いて下記方法で行った。

　（１８）で作製した積層板５０ｍｇを２５０℃で１－クロロナフタレン約２５ｇに溶解する方法により、得られた溶液を、室温に冷却すると沈殿物が生成した。孔径０．４５μｍのメンブランフィルターを用いて１－クロロナフタレン不溶成分を濾過し、１－クロロナフタレン可溶成分を得た。得られた可溶成分のＨＰＬＣ測定により、未反応の環式ポリアリーレンスルフィドを定量し、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）への転化率を算出した。ＨＰＬＣの測定条件を次に示す。

　装置：島津株式会社製　ＬＣ－１０Ａｖｐシリーズ
　カラム：Ｍｉｇｈｔｙｓｉｌ　ＲＰ－１８　ＧＰ１５０－４．６（５μｍ）
　検出器：フォトダイオードアレイ検出器（ＵＶ＝２７０ｎｍ）。
（実施例２０～２３、比較例１５～１７）
　表６に示す配合の樹脂組成物を用いて、前記した方法に従い、プリプレグ、繊維強化複合材料を作製し、各種物性を測定した。

　表６に示すように、実施例２０～２３の本発明のプリプレグは、含浸性に優れていた。さらに実施例２０～２２の本発明のプリプレグを使用した繊維強化複合材料は、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）のポリフェニレンスルフィド（Ｂ’）への転化率が高いことがわかる。また、実施例２０～２３の本発明のプリプレグを使用した繊維強化複合材料は、強度、弾性率に優れ、特に層間剪断強度が非常に優れていた。さらには、これらの繊維強化複合材料は、プリプレグを低温で処理することで成形可能である。

　一方、表６に示すように、０価遷移金属化合物（Ｄ）を添加しない比較例１５のプリプレグや、０価遷移金属化合物（Ｄ）以外の触媒である、ラジカル触媒化合物を添加した比較例１６のプリプレグ、イオン性の触媒化合物を添加した比較例１７のプリプレグでは、実施例２０～２３の本発明のプリプレグと同様の成形温度、成形時間では樹脂の重合が不十分となることから、繊維強化複合材料の曲げ強度、層間剪断強度が低いことがわかる。

（実施例２４）
　図１２に示す装置を用いて、本発明の繊維強化成形基材の製造方法を説明する。なお、この実施例２４の製造方法で用いる装置構成を[i]とする。

　工程(I)：炭素繊維“トレカ”（登録商標）Ｔ７００Ｓ－１２Ｋ（東レ（株）製）を強化繊維束の間隔が１～５ｍｍとなるように、幅１００ｍｍの間に複数本引き揃え、製造ラインに供した。ロールバー５に強化繊維束をかけてシート状にそろえ、さらに含浸バス６にフィードし、該含浸バス中の回転ローラー７を通過させ、次に、熱風乾燥炉８を通し、さらにダブルベルトプレス１０５に配置して、ニップローラー１０６で張力をかけて引き取った。ここでの引き取り速度を３ｍ／分に設定して、工程が安定した後、予熱用の赤外線ヒーター１０７で強化繊維束を１５０℃に加熱した。

　工程(II)：参考例１で調製したポリフェニレンスルフィドプレポリマーと０価遷移金属化合物（Ｄ）からなるディスパージョン（Ｌ）をポンプ１０８にて含浸バスに供給し、回転ローラーを完全にディスパージョン中に浸漬することで、強化繊維束にポリフェニレンスルフィドプレポリマーを付与した。このときのポリフェニレンスルフィドプレポリマーの付着量を、繊維重量含率（Ｗｆ）が６７％となるように、強化繊維束を浸漬する長さを調整した。熱風乾燥炉を１４０℃に調整して、強化繊維束から水分の９０％以上を除去した。ここで０価遷移金属化合物（Ｄ）には、テトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムを選択し、ポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して０．５モル％となるように調整した。

　工程(III)：ダブルベルトプレスを囲うチャンバー９の吸気口１０から窒素パージを行い、チャンバー中の酸素濃度を１体積％以下に調整した。ライン方向に３０ｍの長さに配置されたダブルベルトプレスを、温度２６０℃、圧力５ＭＰａの条件にて、複合体を加熱プレスしながら通過させて、ポリフェニレンスルフィドプレポリマーを重合させた。

　工程(IV)：温度５０℃の冷却板１１の上で、ポリフェニレンスルフィドを固化させ、ニップロールで引き取った後、ギロチンカッター１２で長さ１ｍ毎にカットして、幅１００ｍｍのシート状の繊維強化成形基材１４とした。上記、工程は全てオンラインで実施し、連続的に繊維強化成形基材を製造した。本発明の繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は８５％、基材目付は７５ｇ／ｍ^２で、極めて剛性の強い一方向繊維基材であった。

　得られた繊維強化成形基材からマトリックス樹脂を抽出し、重量平均分子量（Ｍｗ）、分散度（Ｍｗ／Ｍｎ）およびポリフェニレンスルフィドプレポリマーの転化率を測定した。

　得られた繊維強化成形基材から所定サイズを複数枚切り出し、繊維方向を揃えて積層し、プレス成形機を用いて、３５０℃、３ＭＰａで３分間加熱加圧した後、冷却用のプレス機にて５分間冷却し積層板を得た。積層板から曲げ試験片を切り出し、０度方向の曲げ試験を行った。各プロセス条件および評価結果を表７に記載した。
（実施例２５）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）としてテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えてトリス（ジベンジリデンアセトン）ジパラジウムを用い、その添加量をポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して１モル％となるように変更した以外は、実施例２４と同様の方法で、繊維強化成形基材を製造した。本発明の繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は８４％、基材目付は７５ｇ／ｍ^２で、極めて剛性の強い一方向繊維基材であった。得られた繊維強化成形基材から、実施例２４と同様にポリフェニレンスルフィドを抽出し、各測定に供した。また、得られた繊維強化成形基材を用いて、実施例２４と同様にプレス成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表７に記載した。
（比較例１８）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）を含まず、工程(III)におけるダブルベルトプレス機の温度を４００℃に変更した以外は、実施例２４と同様の方法で、繊維強化成形基材を製造した。この繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は８５％、基材目付は７５ｇ／ｍ^２で、極めて剛性の強い一方向繊維基材であった。得られた繊維強化成形基材から、実施例２４と同様にポリフェニレンスルフィドを抽出し、各測定に供した。また、得られた繊維強化成形基材を用いて、実施例２４と同様にプレス成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表７に記載した。

　表７の実施例および比較例より次のことが明らかである。実施例２４、および２５の本発明の繊維強化成形基材の製造方法は０価の遷移金属触媒（Ｄ）を含むため、比較例１８の繊維強化成形基材の製造方法に比べて低温の製造プロセスで、同等のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率が達成可能であることがわかる。
（実施例２６）
　図１３に示す装置を用いて、本発明の繊維強化成形基材の製造方法を説明する。なお、この実施例２６の製造方法で用いる装置構成を[ii]とする。

　工程(I)：炭素繊維“トレカ”（登録商標）Ｔ７００Ｓ－１２Ｋ（東レ（株）製）を強化繊維束の間隔が１～５ｍｍとなるように、幅１００ｍｍの間に複数本引き揃え、製造ラインに供した。ロールバー２１に強化繊維束をかけてシート状にそろえ、さらにベルトコンベア２２にフィードし、さらに上下が対になった含浸ローラー２３に挟み込み、ニップローラー２４で張力をかけてドラムワインダー２５で引き取った。ここでの引き取り速度を１０ｍ／分に設定して、工程が安定した後、予熱用の赤外線ヒーター２６で強化繊維束を１５０℃に加熱した。

　工程(II)：参考例１で調製したポリフェニレンスルフィドプレポリマーと０価遷移金属化合物（Ｄ）からなるフィルム（Ｆ）を引き出し、ワインダー２７にて離型紙とともに、２５０℃に加熱されたホットローラー２８に供給し、ポリフェニレンスルフィドプレポリマーが強化繊維束に積層されるように配置し、巻き取りワインダー２９にて離型紙を除去した。このとき、ポリフェニレンスルフィドプレポリマーの付着量を測定した結果、繊維重量含率（Ｗｆ）が６７％となった。ここで０価遷移金属化合物（Ｄ）には、テトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムを選択し、ポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して０．５モル％となるように調整した。

　工程(III)：ライン方向に１００ｍの長さを持つ加熱チャンバー３０の吸気口３１から窒素パージを行い、加熱チャンバー中の酸素濃度を１体積％以下に調整した。加熱チャンバーの温度３００℃とし、含浸ローラーを圧力１ＭＰａの条件にて通過させて、ポリフェニレンスルフィドプレポリマーを重合させた。

　工程(IV)：温度５０℃の冷却板３２の上で、ポリフェニレンスルフィドを固化させ、ニップロールで引き取った後、ドラムワインダーに巻き取って、幅１００ｍｍの繊維強化成形基材３４とした。

　上記、工程は全てオンラインで実施し、連続的に繊維強化成形基材を製造した。本発明の繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は４４％、基材目付は７５ｇ／ｍ^２で、繊維方向にも柔軟性を有する一方向繊維基材であった。

　得られた繊維強化成形基材から所定サイズを複数枚切り出し、繊維方向を揃えて積層し、プレス成形機を用いて、３５０℃、３ＭＰａで３分間加熱加圧した後、冷却用のプレス機にて５分間冷却し積層板を得た。積層板から曲げ試験片を切り出し、０度方向の曲げ試験を行った。各プロセス条件および評価結果を表８に記載した。
（実施例２７）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）としてテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えてトリス（ジベンジリデンアセトン）ジパラジウムを用い、その添加量をポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して１モル％となるように変更した以外は、実施例２６と同様の方法で、繊維強化成形基材を製造した。本発明の繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は４３％、基材目付は７５ｇ／ｍ^２で、繊維方向にも柔軟性を有する一方向繊維基材であった。得られた繊維強化成形基材から、実施例２６と同様にポリフェニレンスルフィドを抽出し、各測定に供した。また、得られた繊維強化成形基材を用いて、実施例２６と同様にプレス成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表８に記載した。
（比較例１９）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）を含まず、さらに工程(III)において、加熱チャンバー３０の温度を４００℃に変更した以外は、実施例２６と同様の方法で、繊維強化成形基材を製造した。この繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は４５％、基材目付は７４ｇ／ｍ^２で、繊維方向にも柔軟性を有する一方向繊維基材であった。得られた繊維強化成形基材から、実施例２６と同様にポリフェニレンスルフィドを抽出し、各測定に供した。また、得られた繊維強化成形基材を用いて、実施例２６と同様にプレス成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表８に記載した。

　表８の実施例および比較例より次のことが明らかである。実施例２６および２７の本発明の繊維強化成形基材の製造方法は、０価の遷移金属触媒（Ｄ）を含むため、比較例１９の繊維強化成形基材の製造方法に比べて低温の製造プロセスで、同等のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率が達成可能であることがわかる。
（実施例２８）
　図１４に示す装置を用いて、繊維強化成形基材の製造方法を説明する。なお、この実施例２８の製造方法で用いる装置構成を[iii]とする。

　工程(I)：炭素繊維“トレカ”（登録商標）Ｔ７００Ｓ－１２Ｋ（東レ（株）製）を強化繊維束の間隔が１～５ｍｍとなるように、幅１００ｍｍの間に複数本引き揃え、製造ラインに供した。ロールバー４１に強化繊維束をかけてシート状にそろえ、さらにカレンダーロール４２にフィードし、ニップローラー４３で張力をかけてドラムワインダー４４で引き取った。ここでの引き取り速度を５ｍ／分に設定して、工程が安定した後、予熱用の赤外線ヒーター４５で強化繊維束を１５０℃に加熱した。

　工程(II)：参考例１で調製した、ポリフェニレンスルフィドプレポリマーと０価遷移金属化合物（Ｄ）からなる粒子（Ｐ）を定量粉体供給機４６から、繊維重量含率（Ｗｆ）が６７％となるよう、強化繊維束の上から散布して付着した。ここで０価遷移金属化合物（Ｄ）には、テトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムを選択し、ポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して０．５モル％となるように調整した。

　工程(III)：ライン方向に５０ｍの長さを持つ加熱チャンバー４７の吸気口４８から窒素パージを行い、加熱チャンバー中の酸素濃度を１体積％以下に調整した。加熱チャンバーの温度を２６０℃とし、温度２６０℃のカレンダーローラー４２に張力をかけて通過させて、ポリフェニレンスルフィドプレポリマーを重合させた。

　工程(IV)：温度５０℃の冷却板４９の上で、ポリフェニレンスルフィドを固化させ、ニップロールで引き取った後、ドラムワインダーに巻き取って、幅１００ｍｍの繊維強化成形基材５１とした。

　上記、工程は全てオンラインで実施し、連続的に繊維強化成形基材を製造した。本発明の繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は７５％、基材目付は７５ｇ／ｍ^２で、極めて剛性の強い一方向繊維基材であった。

　得られた繊維強化成形基材から所定サイズを複数枚切り出し、繊維方向を揃えて積層し、プレス成形機を用いて、３５０℃、３ＭＰａで３分間加熱加圧した後、冷却用のプレス機にて５分間冷却し積層板を得た。積層板から曲げ試験片を切り出し、０度方向の曲げ試験を行った。各プロセス条件および評価結果を表９に記載した。
（実施例２９）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）としてテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えてトリス（ジベンジリデンアセトン）ジパラジウムを用い、その添加量をポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して１モル％となるように変更した以外は、実施例２８と同様の方法で、繊維強化成形基材を製造した。本発明の繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は７５％、基材目付は７５ｇ／ｍ^２で、極めて剛性の強い一方向繊維基材であった。得られた繊維強化成形基材から、実施例２８と同様にポリフェニレンスルフィドを抽出し、各測定に供した。また、得られた繊維強化成形基材を用いて、実施例２８と同様にプレス成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表９に記載した。
（実施例３０）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）としてテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えてビス［１,２－ビス（ジフェニルホスフィノ）エタン］パラジウムを用いるように変更した以外は、実施例２８と同様の方法で、繊維強化成形基材を製造した。本発明の繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は７４％、基材目付は７５ｇ／ｍ^２で、極めて剛性の強い一方向繊維基材であった。得られた繊維強化成形基材から、実施例２８と同様にポリフェニレンスルフィドを抽出し、各測定に供した。また、得られた繊維強化成形基材を用いて、実施例２８と同様にプレス成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表９に記載した。
（比較例２０）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）を含まず、さらに工程(III)において、加熱チャンバー４７およびカレンダーローラー４２の温度を４００℃となるように変更した以外は、実施例２８と同様の方法で、繊維強化成形基材を製造した。この繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は７５％、基材目付は７４ｇ／ｍ^２で、極めて剛性の強い一方向繊維基材であった。得られた繊維強化成形基材から、実施例２８と同様にポリフェニレンスルフィドを抽出し、各測定に供した。また、得られた繊維強化成形基材を用いて、実施例２８と同様にプレス成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表９に記載した。
（実施例３１）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）として用いるテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムの添加量をポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して１モル％となるように変更し、さらに工程(III)において、加熱チャンバー４７およびカレンダーローラー４２の温度を３００℃とし、加熱チャンバー４７での加熱時間が６０分となるように間欠的に運転するように変更した以外は、実施例２８と同様の方法で、繊維強化成形基材を製造した。本発明の繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は７５％、基材目付は７５ｇ／ｍ^２で、極めて剛性の強い一方向繊維基材であった。

　得られた繊維強化成形基材から所定サイズを複数枚切り出し、繊維方向を揃えて積層し、プレス成形機を用いて、３５０℃、３ＭＰａで３分間加熱加圧した後、冷却用のプレス機にて５分間冷却し積層板を得た。積層板から曲げ試験片を切り出し、０度方向の曲げ試験を行った。各プロセス条件および評価結果を表９に記載した。
（実施例３２）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）としてテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えてトリス（ジベンジリデンアセトン）ジパラジウムを用いるように変更した以外は、実施例３１と同様の方法で、繊維強化成形基材を製造した。本発明の繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は７４％、基材目付は７５ｇ／ｍ^２で、極めて剛性の強い一方向繊維基材であった。得られた繊維強化成形基材から、実施例３１と同様にポリフェニレンスルフィドを抽出し、各測定に供した。また、得られた繊維強化成形基材を用いて、実施例３１と同様にプレス成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表９に記載した。
（実施例３３）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）としてテトラキス（トリフェニルホスフィン）パラジウムに代えてテトラキス（トリフェニルホスフィン）ニッケルを用いるように変更した以外は、実施例３１と同様の方法で、繊維強化成形基材を製造した。本発明の繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は７４％、基材目付は７５ｇ／ｍ^２で、極めて剛性の強い一方向繊維基材であった。得られた繊維強化成形基材から、実施例３１と同様にポリフェニレンスルフィドを抽出し、各測定に供した。また、得られた繊維強化成形基材を用いて、実施例３１と同様にプレス成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表９に記載した。
（比較例２１）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）を含まない以外は、実施例３１と同様の方法で、繊維強化成形基材を製造した。この繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は７４％、基材目付は７４ｇ／ｍ^２で、剛性の強い一方向繊維基材であった。得られた繊維強化成形基材から、実施例３１と同様にポリフェニレンスルフィドを抽出し、各測定に供した。また、得られた繊維強化成形基材を用いて、実施例３１と同様にプレス成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表９に記載した。
（比較例２２）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）を含まず、さらに工程(III)において、加熱チャンバー４７およびカレンダーローラー４２の温度を３４０℃となるように変更した以外は、実施例３１と同様の方法で、繊維強化成形基材を製造した。この繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は７６％、基材目付は７４ｇ／ｍ^２で、極めて剛性の強い一方向繊維基材であった。

　得られた繊維強化成形基材から、実施例３１と同様にポリフェニレンスルフィドを抽出し、各測定に供した。また、得られた繊維強化成形基材を用いて、実施例３１と同様にプレス成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表９に記載した。
（比較例２３）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）の代わりに、ジフェニルスルフィドを用いるように変更した以外は、実施例３１と同様の方法で、繊維強化成形基材を製造した。この繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は７４％で、剛性の強い一方向繊維基材であった。

　得られた繊維強化成形基材から、実施例３１と同様にポリフェニレンスルフィドを抽出し、各測定に供した。また、得られた繊維強化成形基材を用いて、実施例３１と同様にプレス成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表９に記載した。
（比較例２４）
　０価遷移金属化合物（Ｄ）の代わりに、チオフェノールナトリウム塩を用いるように変更した以外は、実施例３１と同様の方法で、繊維強化成形基材を製造した。この繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は７３％で、剛性の強い一方向繊維基材であった。

　得られた繊維強化成形基材から、実施例３１と同様にポリフェニレンスルフィドを抽出し、各測定に供した。また、得られた繊維強化成形基材を用いて、実施例３１と同様にプレス成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表９に記載した。

　表９の実施例および比較例より次のことが明らかである。実施例２８～３０の本発明の繊維強化成形基材の製造方法は、０価の遷移金属触媒（Ｄ）を含むため、比較例２０の繊維強化成形基材の製造方法に比べ低温の製造プロセスで、高いポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率が達成可能であることがわかる。

　また、実施例２８～３０の繊維強化成形基材の製造方法は、連続的に生産することが可能であるため、間欠的に生産する実施例３１～３３の製造方法や比較例２１～２４の製造方法に比べ、生産性、コスト面で優れていることがわかる。

　実施例３１～３３の本発明の繊維強化成形基材の製造方法は、０価の遷移金属触媒（Ｄ）を含むため、比較例２１の製造方法に比べ、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率が高く、生産性に優れ、かつ得られた成形材料の特性に優れることがわかる。

　実施例２８～３３の本発明の繊維強化成形基材の製造方法は、０価の遷移金属触媒（Ｄ）を含むため、比較例２２の製造方法に比べて低温のプロセス温度で、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率が高い繊維強化成形基材が得られるため、コスト面、環境面で優れた繊維強化成形基材の製造方法であることがわかる。

　実施例２８～３３の本発明の繊維強化成形基材の製造方法は、０価の遷移金属触媒（Ｄ）を含むため、０価の遷移金属触媒（Ｄ）以外の重合触媒を含む比較例２３および２４の製造方法に比べ、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率が高く、生産性に優れ、かつ得られた成形材料の特性に優れることがわかる。
（実施例３４）
　参考例４で調製したポリフェニレンスルフィドプレポリマーに、低原子価鉄化合物源として塩化鉄(III)無水物を、ポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して１モル％となるよう添加し、２５０℃の溶融バス中で溶融し、ギアポンプにてキスコーターに供給した。２６０℃に加熱されたロール上にキスコーターからポリフェニレンスルフィドプレポリマーを塗布し、被膜を形成した。

　ポリフェニレンスルフィドプレポリマーが付着した炭素繊維を、２６０℃に加熱されたベアリングで自由に回転する、一直線上に上下交互に配置された１０個のロール（φ５０ｍｍ）間に通過させ、成分（Ｂ）を成分（Ａ）に十分含浸した。

　得られた長繊維ペレットは運搬による毛羽立ちもなく、良好な取扱性を示した。得られた長繊維ペレットを１５０℃、５時間以上真空下で乾燥した。乾燥した長繊維ペレットを、日本製鋼所（株）製Ｊ１５０ＥII－Ｐ型射出成形機を用いて、各試験片用の金型を用いて成形を行った。条件はいずれもシリンダー温度：３２０℃、金型温度：１５０℃、冷却時間３０秒とした。成形後、真空下で８０℃、１２時間の乾燥を行い、かつデシケーター中で室温、３時間保管した乾燥状態の試験片について評価を行った。評価結果を表１０に記載した。

　成形に際して、シリンダーからパージした吐出物から出るガス成分を検知管で調べた結果、塩素成分が確認された。得られた成形品を２５０℃の１－クロロナフタレンに溶融させたところ、不溶部として炭素繊維と鉄化合物が得られた。この不溶部から鉄化合物を単離し、ＸＡＦＳ測定を行い、鉄化合物の価数状態及び鉄原子近傍の構造を解析した。その結果、ＸＡＮＥＳに関する吸収スペクトルにおいて、塩化鉄(III)に近いスペクトル形状を有しており、動径分布関数からも０．１６ｎｍ付近に塩化鉄(III)と同様のメインピークが認められ、塩化鉄(III)が主成分であることが確認されたが、ＸＡＮＥＳに関する吸収ピークにおいて、塩化鉄(II)のメインピークのピークトップが認められるエネルギー領域である７１２０ｅＶ付近にわずかに肩ピークが認められることから、加熱中に塩化鉄(II)成分が生成していたことがわかった。
（比較例２５）
　低原子価鉄化合物（Ｅ）の代わりに酸化鉄(III)を用い、その添加量をポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して０．５モル％となるように変更した以外は、実施例３４と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを、実施例３４と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１０に記載した。

　得られた成形品を２５０℃の１－クロロナフタレンに溶融させたところ、不溶部として炭素繊維と鉄化合物が得られた。この不溶部から鉄化合物を単離し、ＸＡＦＳ測定を行い、鉄化合物の価数状態及び鉄原子近傍の構造を解析した。その結果、ＸＡＮＥＳに関する吸収スペクトルにおいて、酸化鉄(III)と同様のスペクトル形状を有しており、動径分布関数では０．１５ｎｍ付近及び０．２６ｎｍ付近に酸化鉄(III)と同様のＦｅ－Ｏ結合やＦｅ－Ｆｅ結合などに起因するものと考えられるピークが認められ、酸化鉄(III)が主成分であることがわかった。
（比較例２６）
　低原子価鉄化合物（Ｅ）を含まない以外は、実施例３４と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを用いて、実施例３４と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１０に記載した。
（比較例２７）
　低原子価鉄化合物（Ｅ）の代わりにチオフェノールナトリウム塩を用いた以外は、実施例３４と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた長繊維ペレットを、実施例３４と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１０に記載した。

　表１０の実施例および比較例より次のことが明らかである。

　実施例３４の本発明の成形材料は、低原子価鉄化合物（Ｅ）を含むため、比較例２５～２７の成形材料に比べ、得られる成形品中のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量が大きいことがわかる。さらに、実施例３４の本発明の成形材料中のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）の重量平均分子量が大きいため、成形品の力学特性に優れることがわかる。
（実施例３５）
　参考例４で調製したポリフェニレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）に、低原子価鉄化合物源として塩化鉄(III)無水物を、ポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して１モル％となるよう添加し、２５０℃の溶融バス中で溶融して溶融混合物を得た。得られた溶融混合物をギアポンプにてキスコーターに供給した。２５０℃に加熱されたロール上にキスコーターからポリフェニレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を塗布し、被膜を形成した。

　ポリフェニレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）が付着した炭素繊維を、３００℃に加熱された炉内へ供給し、ベアリングで自由に回転する、一直線上に上下交互に配置された１０個のロール（φ５０ｍｍ）間に通過させ、かつ葛折り状に炉内に設置された１０個のロールバー（φ２００ｍｍ）を複数回ループさせて通過させ、合計６０分間かけてポリフェニレンスルフィドプレポリマーを炭素繊維束に十分に含浸しながらポリフェニレンスルフィド（Ｂ’）に転化した。次に、炉内から引き出し、エアを吹き付けて冷却した後、ドラムワインダーで巻き取って、連続した強化繊維束（Ａ）とポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）からなる複合体を得た。この工程において、炉内のガス成分を検知管で調べた結果、塩素成分が確認された。

　なお、巻き取った複合体から、１０ｍｍ長のストランドを１０本カットし、ソックスレー抽出器を用い、１－クロロナフタレンを用いて、２１０℃で６時間還流を行い、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出した。次に、抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、８１％であった。

　また、巻き取った複合体から、１０ｍｍ長のストランドを１０本カットし、２５０℃の１－クロロナフタレンに溶解したところ、不溶部として炭素繊維と鉄化合物が得られた。この不溶部から鉄化合物を単離し、ＸＡＦＳ測定を行い、鉄化合物の価数状態及び鉄原子近傍の構造を解析した。その結果、ＸＡＮＥＳに関する吸収スペクトルにおいて、塩化鉄(II)と同様の位置にメインピークが認められたが、形状は異なっており、動径分布関数では０．１６ｎｍ付近に塩化鉄(III)、塩化鉄(II)四水和物と同様の特徴と考えられるメインピーク、０．２１ｎｍ付近に塩化鉄(II)、塩化鉄(II)四水和物と同様の特徴と考えられるサブピークが認められ、III価の鉄化合物とともにII価の鉄化合物である塩化鉄(II)成分が存在することが確認された。

　得られた長繊維ペレットは運搬による毛羽立ちもなく、良好な取扱性を示した。得られた長繊維ペレットを１５０℃、５時間以上真空下で乾燥した。乾燥した長繊維ペレットを、日本製鋼所（株）製Ｊ１５０ＥII－Ｐ型射出成形機を用いて、各試験片用の金型を用いて成形を行った。条件はいずれもシリンダー温度：３２０℃、金型温度：１５０℃、冷却時間３０秒とした。成形後、真空下で８０℃、１２時間の乾燥を行い、かつデシケーター中で室温、３時間保管した乾燥状態の試験片について評価を行った。評価結果を表１１に記載した。
（比較例２８）
　低原子価鉄化合物（Ｅ）の代わりに酸化鉄(III)を用い、その添加量をポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して０．５モル％となるように変更した以外は、実施例３５と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた複合体から、実施例３５と同様にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出し、各測定に供した。抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、３６％であった。また、ＸＡＦＳ測定を行い、鉄化合物の価数状態及び鉄原子近傍の構造を解析した。その結果、ＸＡＮＥＳに関する吸収スペクトルにおいて、酸化鉄(III)と同様のスペクトル形状を有しており、動径分布関数では０．１５ｎｍ付近及び０．２６ｎｍ付近に酸化鉄(III)と同様のＦｅ－Ｏ結合やＦｅ－Ｆｅ結合などに起因するものと考えられるピークが認められ、酸化鉄(III)が主成分であることがわかった。

　また、得られた長繊維ペレットを、実施例３５と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１１に記載した。
（比較例２９）
　低原子価鉄化合物（Ｅ）を含まない以外は、実施例３５と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた複合体から、実施例３５と同様にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出し、各測定に供した。抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、４４％であった。

　また、得られた長繊維ペレットを、実施例３５と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１１に記載した。
（比較例３０）
　低原子価鉄化合物（Ｅ）の代わりにチオフェノールナトリウム塩を用いた以外は、実施例３５と同様の方法で、成形材料である柱状ペレット（長繊維ペレット）を製造した。この柱状ペレットは芯鞘構造を有していた。得られた複合体から、実施例３５と同様にポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を抽出し、各測定に供した。抽出したポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）中のポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）の転化率を測定したところ、３５％であった。

　また、得られた長繊維ペレットを、実施例３５と同様に射出成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１１に記載した。

　表１１の実施例および比較例より次のことが明らかである。

　実施例３５の本発明の成形材料は、低原子価鉄化合物（Ｅ）を含むため、比較例２８～３０の成形材料に比べ、成形材料の製造プロセスにおける、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）への転化率が高いことがわかる。さらに、実施例３５の本発明の成形材料の製造プロセスにおける、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）への転化率が高いため、得られる成形品の力学特性が優れることがわかる。
（実施例３６、比較例３１～３３）
　表１２に示す配合の樹脂組成物を用いて、前記した方法に従い、プリプレグ、繊維強化複合材料を作製し、各種物性を測定した。

　実施例３６の繊維強化複合材料積層体に成形する工程において、繊維強化複合材料積層体を脱型する際のガス成分を検知管で調べた結果、塩素成分が確認された。

　実施例３６で得られた本発明の繊維強化複合材料積層体を２５０℃の１－クロロナフタレンに溶解したところ、不溶部として炭素繊維と鉄化合物が得られた。この不溶部から鉄化合物を単離し、ＸＡＦＳ測定を行い、鉄化合物の価数状態及び鉄原子近傍の構造を解析した。その結果、ＸＡＮＥＳに関する吸収スペクトルにおいて、塩化鉄(II)と同様の位置にメインピークが認められたが、形状は異なっており、動径分布関数では０．１６ｎｍ付近に塩化鉄(III)、塩化鉄(II)四水和物と同様の特徴と考えられるメインピーク、０．２１ｎｍ付近に塩化鉄(II)、塩化鉄(II)四水和物と同様の特徴と考えられるサブピークが認められ、III価の鉄化合物とともにII価の鉄化合物である塩化鉄(II)成分が存在することが確認された。

　比較例３１で得られた繊維強化複合材料積層体を用いて、実施例３６と同様にＸＡＦＳ測定を行い、鉄化合物の価数状態及び鉄原子近傍の構造を解析した。その結果、ＸＡＮＥＳに関する吸収スペクトルにおいて、酸化鉄(III)と同様のスペクトル形状を有しており、動径分布関数では０．１５ｎｍ付近及び０．２６ｎｍ付近に酸化鉄(III)と同様のＦｅ－Ｏ結合やＦｅ－Ｆｅ結合などに起因するものと考えられるピークが認められ、酸化鉄(III)が主成分であることがわかった。

　表１２に示すように、実施例３６の本発明の繊維強化複合材料積層体は、含浸性に優れる。また、実施例３６の繊維強化複合材料積層体を使用した繊維強化複合材料は、ポリアリーレンスルフィドプレポリマーのポリフェニレンスルフィドへの転化率が高く、強度、弾性率に優れ、特に層間剪断強度が非常に優れている。さらには、これらの繊維強化複合材料は、プリプレグを低温で処理することで成形可能である。

　一方、表１２に示すように、低原子価鉄化合物を添加しない比較例３２や、低原子価鉄化合物以外の触媒を添加した比較例３１および３３のプリプレグでは、実施例と同様の成形温度、成形時間では樹脂の重合が不十分となることから、繊維強化複合材料の曲げ強度、層間剪断強度が低い。

（実施例３７）
　図１４に示す装置を用いて、本発明の繊維強化成形基材の製造方法を説明する。なお、この実施例３７の製造方法で用いる装置構成を[iii]とする。

　工程(II)：参考例４で調製した、ポリフェニレンスルフィドプレポリマーと低原子価鉄化合物（Ｅ）からなる粒子（Ｐ”）を定量粉体供給機４６から、繊維重量含率（Ｗｆ）が６７％となるよう、強化繊維束の上から散布して付着した。ここで低原子価鉄化合物源には、塩化鉄(III)を選択し、ポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して１モル％となるように調整した。

　工程(III)：ライン方向に５０ｍの長さを持つ加熱チャンバー４７の吸気口４８から窒素パージを行い、加熱チャンバー中の酸素濃度を１体積％以下に調整した。加熱チャンバーの温度を３００℃とし、温度３００℃のカレンダーローラー４２に張力をかけて通過させ、さらに、加熱チャンバー４７での加熱時間が６０分となるように間欠的に運転することでポリフェニレンスルフィドプレポリマーを重合させた。

　前記工程(III)において、加熱チャンバー内のガス成分を検知管で調べた結果、塩素成分が確認された。

　得られた繊維強化成形基材からマトリックス樹脂を抽出し、ポリフェニレンスルフィドプレポリマーの転化率を測定した。

　また、得られた繊維強化成形基材を２５０℃の１－クロロナフタレンに溶解したところ、不溶部として炭素繊維と鉄化合物が得られた。この不溶部から鉄化合物を単離し、ＸＡＦＳ測定を行い、鉄化合物の価数状態及び鉄原子近傍の構造を解析した。その結果、ＸＡＮＥＳに関する吸収スペクトルにおいて、塩化鉄(II)と同様の位置にメインピークが認められたが、形状は異なっており、動径分布関数では０．１６ｎｍ付近に塩化鉄(III)、塩化鉄(II)四水和物と同様の特徴と考えられるメインピーク、０．２１ｎｍ付近に塩化鉄(II)、塩化鉄(II)四水和物と同様の特徴と考えられるサブピークが認められ、III価の鉄化合物とともにII価の鉄化合物である塩化鉄(II)成分が存在することが確認された。

　得られた繊維強化成形基材から所定サイズを複数枚切り出し、繊維方向を揃えて積層し、プレス成形機を用いて、３５０℃、３ＭＰａで３分間加熱加圧した後、冷却用のプレス機にて５分間冷却し積層板を得た。積層板から曲げ試験片を切り出し、０度方向の曲げ試験を行った。各プロセス条件および評価結果を表１３に記載した。
（比較例３４）
　低原子価鉄化合物（Ｅ）の代わりに酸化鉄(III)を用い、その添加量をポリフェニレンスルフィドプレポリマー中の硫黄原子に対して０．５モル％となるように変更した以外は、実施例３７と同様の方法で、繊維強化成形基材を製造した。この繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は７５％、基材目付は７５ｇ／ｍ^２で、極めて剛性の強い一方向繊維基材であった。得られた繊維強化成形基材から、実施例３５と同様にポリフェニレンスルフィドを抽出し、ポリフェニレンスルフィドプレポリマーの転化率を測定した。

　また、ＸＡＦＳ測定を行い、鉄化合物の価数状態及び鉄原子近傍の構造を解析した。その結果、ＸＡＮＥＳに関する吸収スペクトルにおいて、酸化鉄(III)と同様のスペクトル形状を有しており、動径分布関数では０．１５ｎｍ付近及び０．２６ｎｍ付近に酸化鉄(III)と同様のＦｅ－Ｏ結合やＦｅ－Ｆｅ結合などに起因するものと考えられるピークが認められ、酸化鉄(III)が主成分であることがわかった。

　また、得られた繊維強化成形基材を用いて、実施例３７と同様にプレス成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１３に記載した。
（比較例３５）
　低原子価鉄化合物（Ｅ）を含まない以外は、実施例３７と同様の方法で、繊維強化成形基材を製造した。この繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は７４％、基材目付は７５ｇ／ｍ^２で、極めて剛性の強い一方向繊維基材であった。得られた繊維強化成形基材から、実施例３７と同様にポリフェニレンスルフィドを抽出し、ポリフェニレンスルフィドプレポリマーの転化率を測定した。また、得られた繊維強化成形基材を用いて、実施例３７と同様にプレス成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１３に記載した。
（比較例３６）
　低原子価鉄化合物（Ｅ）の代わりにチオフェノールナトリウム塩を用いた以外は、実施例３７と同様の方法で、繊維強化成形基材を製造した。この繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材の含浸率は７４％、基材目付は７５ｇ／ｍ^２で、極めて剛性の強い一方向繊維基材であった。得られた繊維強化成形基材から、実施例３７と同様にポリフェニレンスルフィドを抽出し、ポリフェニレンスルフィドプレポリマーの転化率を測定した。また、得られた繊維強化成形基材を用いて、実施例３７と同様にプレス成形を行い、各評価に供した。各プロセス条件および評価結果を表１３に記載した。

　表１３の実施例および比較例より次のことが明らかである。

　実施例３７の本発明の繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材は、低原子価鉄化合物（Ｅ）を含むため、比較例３４～３６の繊維強化成形基材の製造方法により得られた繊維強化成形基材に比べ、繊維強化成形基材の製造プロセスにおける、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）への転化率が高いことがわかる。さらに、実施例３７では繊維強化成形基材の製造プロセスにおける、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）のポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）への転化率が高いため、得られる成形品の力学特性が優れることがわかる。

　本発明の成形材料において、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を用いる成形材料は、流動性、取扱性に優れ、また、射出成形を行う際には強化繊維の成形品中への分散が良好であり、力学特性に優れた成形品を容易に製造することができるため、射出成形、トランスファー成形、ブロー成形、インサート成形などの成形方法に限らず、プランジャー成形、プレス成形、スタンピング成形など幅広い成形方法にも応用することができるが、その応用範囲がこれらに限定されるものではない。

　本発明の成形材料において、ポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）を用いる成形材料は、射出成形を行う際に強化繊維の成形品中への分散が良好であり、耐熱性、力学特性に優れた成形品を容易に環境汚染なく製造することができるため、射出成形、ブロー成形、インサート成形などの成形方法に限らず、プランジャー成形、プレス成形、スタンピング成形など幅広い成形方法にも応用することができるが、その応用範囲がこれらに限定されるものではない。

　本発明のプリプレグおよび繊維強化複合材料は、繊維含有率が高く、取扱性に優れたプリプレグであり、それを用いた繊維強化複合材料は機械特性に優れ、耐熱性や難燃性にも優れることが期待できるので、航空宇宙用途や一般産業用途に適し、特に、航空機、車両、船舶、電気電子機器向けの積層体に好適に用いることができるものである。

　本発明の繊維強化成形基材の製造方法は、連続した強化繊維基材とポリアリーレンスルフィドを容易に複合化させることができるため、経済性、生産性を高めることができ、プリプレグ、セミプレグ、ファブリックなどの繊維強化成形基材の製造に有用である。

　１　強化繊維束（Ａ）
　２　ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）と０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）
　３　強化繊維束（Ａ）とポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）と０価遷移金属化合物（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）からなる複合体
　４　熱可塑性樹脂（Ｃ）
　５，２１，４１：ロールバー
　６：含浸バス
　７：回転ローラー
　８：熱風乾燥炉
　１０５：ダブルベルトプレス
　１０６，２４，４３：ニップローラー
　１０７，２６，４５：赤外線ヒーター
　１０８：ポンプ
　９：チャンバー
　１０，３１，４８：吸気口
　１１，３２，４９：冷却板
　１２：ギロチンカッター
　１３，３３，５０：強化繊維束
　１４，３４，５１：繊維強化成形基材
　２２：ベルトコンベア
　２３：含浸ローラー
　２５，４４：ドラムワインダー
　２７：引き出しワインダー
　２８：ホットローラー
　２９：巻き取りワインダー
　３０，４７：加熱チャンバー
　４２：カレンダーロール
　４６：定量粉体供給機

Claims

連続した強化繊維束（Ａ）１～５０重量％と、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）０．１～４０重量％からなる複合体に、熱可塑性樹脂（Ｃ）１０～９８．９重量％が接着されてなる成形材料であって、さらに該複合体が、該成分（Ｂ）または（Ｂ’）中の硫黄原子に対し０．００１～２０モル％の０価遷移金属化合物（Ｄ）を含む成形材料。
前記成分（Ｄ）が、周期表第８族から第１１族かつ第４周期から第６周期の金属を含む化合物である請求項１に記載の成形材料。
前記成分（Ｄ）が、パラジウムまたはニッケルを含む化合物である請求項１または２のいずれかに記載の成形材料。
連続した強化繊維束（Ａ）１～５０重量％と、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）０．１～４０重量％からなる複合体に、熱可塑性樹脂（Ｃ）１０～９８．９重量％が接着されてなる成形材料であって、さらに該複合体が、該成分（Ｂ）または（Ｂ’）中の硫黄原子に対し０．００１～２０モル％の低原子価鉄化合物（Ｅ）を含む成形材料。
前記成分（Ｅ）が、ＩＩ価の鉄化合物である請求項４に記載の成形材料。
前記成分（Ｂ’）が、前記成分（Ｂ）を加熱重合して得られるポリアリーレンスルフィドである請求項１～５のいずれかに記載の成形材料。
前記成分（Ｂ）が、環式ポリアリーレンスルフィドを少なくとも５０重量％以上含み、かつ重量平均分子量が１０，０００未満である請求項１～６のいずれかに記載の成形材料。
前記成分（Ｂ’）が、重量平均分子量が１０，０００以上であり、かつ重量平均分子量／数平均分子量で表される分散度が２．５以下であるポリアリーレンスルフィドである、請求項１～７のいずれかに記載の成形材料。
前記成分（Ｂ’）の、加熱した際の重量減少が下記式を満たす、請求項１～８のいずれかに記載の成形材料。
　　　△Ｗｒ＝（Ｗ１－Ｗ２）／Ｗ１×１００≦０．２０（％）
（ここで、△Ｗｒは重量減少率（％）であり、常圧の非酸化性雰囲気下で５０℃から３３０℃以上の任意の温度まで昇温速度２０℃／分で熱重量分析を行った際に、１００℃到達時点の試料重量（Ｗ１）を基準とした３３０℃到達時の試料重量（Ｗ２）から求められる値である。）
前記成分（Ａ）が、炭素繊維の単繊維を少なくとも１０，０００本含有してなる、請求項１～９のいずれかに記載の成形材料。
前記成分（Ｃ）が、ポリアミド樹脂、ポリエーテルイミド樹脂、ポリアミドイミド樹脂、ポリエーテルエーテルケトン樹脂、ポリフェニレンスルフィド樹脂から選択される少なくとも１種である、請求項１～１０のいずれかに記載の成形材料。
前記成分（Ａ）が軸心方向にほぼ平行に配列されており、かつ該成分（Ａ）の長さが成形材料の長さと実質的に同じである、請求項１～１１のいずれかに記載の成形材料。
前記成分（Ａ）と前記成分（Ｂ）または（Ｂ’）と前記成分（Ｄ）または低原子価鉄化合物（Ｅ）からなる複合体が芯構造であり、前記成分（Ｃ）が該複合体の周囲を被覆した芯鞘構造である請求項１２に記載の成形材料。
成形材料の形態が、長繊維ペレットである請求項１３に記載の成形材料。
樹脂組成物を強化繊維基材（Ａ’）に含浸せしめてなるプリプレグにおいて、前記樹脂組成物が、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）からなり、さらに該成分（Ｂ）または（Ｂ’）中の硫黄原子に対し０．００１～２０モル％の０価遷移金属化合物（Ｄ）とを含んでなるものであり、前記強化繊維基材（Ａ’）の含有率が６０～８０重量％であるプリプレグ。
前記成分（Ｄ）が、周期表第８族から第１１族かつ第４周期から第６周期の金属を含む化合物であることを特徴とする請求項１５に記載のプリプレグ。
前記成分（Ｄ）が、パラジウムまたはニッケルを含む化合物である、請求項１５または１６のいずれかに記載のプリプレグ。
樹脂組成物を強化繊維基材（Ａ’）に含浸せしめてなるプリプレグにおいて、前記樹脂組成物が、ポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）またはポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）からなり、さらに該成分（Ｂ）または（Ｂ’）中の硫黄原子に対し０．００１～２０モル％の低原子価鉄化合物（Ｅ）とを含んでなるものであり、前記強化繊維基材（Ａ’）の含有率が６０～８０重量％であるプリプレグ。
前記成分（Ｅ）が、II価の鉄化合物である請求項１８に記載のプリプレグ。
前記成分（Ｂ）が、環式ポリアリーレンスルフィドを少なくとも５０重量％以上含み、かつ重量平均分子量が１０，０００未満である請求項１５～１９のいずれかに記載のプリプレグ。
請求項１５～２０のいずれかに記載のプリプレグ中の、ポリアリーレンスルフィドプレポリマーを含有してなる樹脂組成物を重合せしめて得られる繊維強化複合材料。
請求項１５～２０のいずれかに記載のプリプレグを積層した後、ポリアリーレンスルフィドプレポリマーを含有してなる樹脂組成物を重合せしめて得られる繊維強化複合材料積層体。
連続した強化繊維基材（Ａ’）を引き出し、連続的に供給する工程(I)、該成分（Ａ’）にポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を複合化する工程(II)、該工程(II)で得られた複合体を加熱して、該成分（Ｂ）をポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）に転化させる工程(III)、および該工程(III)で得られた複合体を冷却して引き取る工程(IV)、を有してなる繊維強化成形基材の製造方法であって、該工程(III)において、該成分（Ｂ）を０価遷移金属化合物（Ｄ）の存在下で加熱することで重合させて該成分（Ｂ’）に転化させる繊維強化成形基材の製造方法。
前記成分（Ｄ）が、周期表第８族から第１１族かつ第４周期から第６周期の金属を含む化合物である、請求項２３に記載の繊維強化成形基材の製造方法。
前記成分（Ｄ）が、パラジウムまたはニッケルを含む化合物である、請求項２３または２４のいずれかに記載の繊維強化成形基材の製造方法。
連続した強化繊維基材（Ａ’）を引き出し、連続的に供給する工程(I)、該成分（Ａ’）にポリアリーレンスルフィドプレポリマー（Ｂ）を複合化する工程(II)、該工程(II)で得られた複合体を加熱して、該成分（Ｂ）をポリアリーレンスルフィド（Ｂ’）に転化させる工程(III)、および該工程(III)で得られた複合体を冷却して引き取る工程(IV)、を有してなる繊維強化成形基材の製造方法であって、該工程(III)において、該成分（Ｂ）を低原子価鉄化合物（Ｅ）の存在下で加熱することで重合させて該成分（Ｂ’）に転化させる繊維強化成形基材の製造方法。
前記成分（Ｅ）が、II価の鉄化合物である、請求項２６に記載の繊維強化成形基材の製造方法。
前記工程(III)において、前記成分（Ｂ）の前記成分（Ｂ’）への転化率が７０％以上である、請求項２３～２７のいずれかに記載の繊維強化成形基材の製造方法。
前記工程(I)～(IV)をオンラインで行う、請求項２３～２７のいずれかに記載の繊維強化成形基材の製造方法。
前記工程(III)において、１８０～３２０℃の温度で前記成分（Ｂ）を重合させる、請求項２３～２９のいずれかに記載の繊維強化成形基材の製造方法。
繊維強化成形基材を１００重量％とした際の、前記成分（Ｂ’）の割合が１０～９０重量％である、請求項２３～３０のいずれかに記載の繊維強化成形基材の製造方法。